книги / Разрушение твердых тел

изучая поверхность латуни, подвергнутой коррозии под напря­ жением, под световым микроскопом, также наблюдали в обла­ стях, прилегающих к границам зерен, транскристаллитные микротрещины.

С увеличением степени пластической деформации у границ зерен и внутри их образуются сравнительно большие скопления дислокаций. Хотя эти скопления и могут привести к возникно­ вению большого числа микротрещин по границам, более важен в этом случае эффект развития транскристаллитных микротре­ щин, которые, сливаясь, образуют транскристаллитные макро­ трещины. Именно поэтому в отожженной латуни развиваются интеркристаллитные трещины, а в предварительно деформиро­ ванной— транскристаллитные. По этой же причине у отожжен­ ной меди при ее коррозии под напряжением, равным 90% предела текучести для исходного состояния наблюдается переход от интеркристаллитного разрушения к транскристаллитному. При развитии интеркристаллитных трещин напряжение в обла­ стях перед трещинами возрастает и с некоторого момента начи­ нает превосходить предел текучести, что приводит к развитию таких конфигураций дислокаций, которые способствуют преиму­ щественному транскристаллитному разрушению.

Транскристаллитное разрушение сплавов Си + 0,16% Р или Си + 0,97% А1 в условиях коррозии под напряжением можно объяснить теми же причинами, что и для латуни 70 30. У спла­ вов с низкой концентрацией растворенных примесей границы зерен представляют области высокой плотности дислокаций и потому предпочтительно подвергаются химическому воздей­ ствию.

Однако энергия дефектов упаковки у этих сплавов сравни­ тельно высока (у > 2 0 мдж/м2) и потому дальнейшее пластиче­ ское деформирование приводит к образованию сплетений дислокаций, а не значительных скоплений их. Поэтому в усло­ виях коррозии под напряжением образуются отдельные изоли­ рованные ямки, и так как число дислокаций на каждой пло­ скости в этом случае относительно невелико, эти ямки не сливаются в трещины. Таким образом, интеркристаллитная коррозия под напряжением может происходить в однофазных сплавах с самыми различными величинами энергии дефектов упаковки, а транскристаллитные трещины при коррозии под напряжением могут развиваться лишь в сплавах с низкой энер­

гией дефектов упаковки.

Однако только одной высокой локальной концентрации дислокаций недостаточно для зарождения трещин в условиях коррозии под напряжением, в противном случае интеркристал­ литная коррозия под напряжением наблюдалась бы у чистой меди. Но поскольку трещины в этом случае не образуются, необходимым условием иптеркристаллитной коррозии следует

445

считать сегрегацию растворенных элементов вокруг дислокаций. Такой вывод подтверждается тем фактом, что в меди, содержа­ щей даже небольшое количество растворенных примесей, ямки травления образуются очень быстро, а в случае чистой меди для этого требуются длительные выдержки в коррозионной среде. Отсюда следует, что в любом сплаве сегрегация примесей у дислокаций значительно повышает скорость воздействия кор­

розионной среды.

На первый взгляд кажется мало вероятным, чтобы сегрега­ ция атомов растворенных элементов происходила при комнат­ ной температуре, но в латуни 70:30 концентрация цинка настолько высока, что для этого достаточна его диффузия всего на несколько атомных диаметров. По мнению Сванна, это подтверждается слабым деформационным старением латуни 70:30, деформированной и состаренной при 20° С. В случае раз­ бавленных твердых растворов пути диффузии больше, поэтому сегрегация при комнатной температуре менее вероятна. Однако и в этом случае воздействию коррозионной среды в наибольшей степени подвержены границы зерен, а значит при отжиге атомы сегрегируют к этим областям. Последующая холодная деформа­ ция не оказывает заметного влияния на эту сегрегацию и, сле­ довательно, коррозия под напряжением развивается по грани­ цам зерен, независимо от того, подвергаются образцы отжигу или пластической деформации. Ямки травления в теле зерен в случае сплавов с малым содержанием примесей могут образо­ вываться в местах выходов тех дислокаций, которые остаются в сплаве после отжига и сохраняют свое положение в процессе пластической деформации благодаря их закреплению на поверх­ ности.

В работах Хоара и Хайнеса [1} содержатся дальнейшие подтверждения того предположения, что предварительная сег­ регация атомов примесей к дислокациям является необходи­ мым условием коррозии под напряжением. Они наблюдали коррозию под напряжением аустенитных нержавеющих сталей в горячих растворах MgCl2 и установили, что зависящий от тем­

(40 ккал/'моль). Это значение близко к величине энергии акти­ вации диффузии углерода и азота в легированном аустените, и это подтверждает необходимость диффузии внедренных атомов примесей к соответствующим группам дислокаций, как предва­

рительного условия развития процесса коррозии под напряже­ нием.

Хотя рассматриваемые эксперименты были проведены глав­ ным образом для изучения зарождения трещин в условиях кор­ розии под напряжением, на их основе можно сделать вполне определенные выводы о механизмах продвижения этих трещин

446

В тонких металлических фольгах трещины в условиях коррозии под напряжением образуются в результате только одной корро­ зии; коррозионная среда насквозь разрушает фольгу при­ мерно за 15 сек, т. е. средняя скорость коррозии составляет ~ 3 нм!сек. В массивном материале развитие трещины происхо­

быстрого процесса коррозий и, таким образом, за разрушение

роскопа продвижение трещин на поверхности а-латуни, сначала полированной и затем подвергнутой коррозии под напряже­ нием. Они установили, что трещины продвигаются до тех пор, пока не достигают полосы скольжения, у которой они останав­ ливаются. После этого проходит некоторый инкубационный период, прежде чем внезапно проявятся ранее «скрытые» тре­ щины, которые также останавливаются, достигнув следующей полосы скольжения; изменение направления трещин у полос скольжения также было обнаружено. Эти результаты привели авторов к выводу о том, что развитие трещин проходит в две стадии: сначала медленное химическое воздействие, инициирую­ щее возникновение трещин, а затем быстрое хрупкое разруше­ ние, прекращающееся при достижении трещиной полосы сколь­ жения. Однако на основании рис. 12 можно полагать, что эффекты, наблюдавшиеся Эдельяну и Форти, могут быть свя­ заны только с коррозией, так как зарождение новых трещин про­ исходит перед развивающейся трещиной и ее продвижение совершается в результате слияния этих усиленно корродирую­ щих областей. Места зарождения трещин могут располагаться не в одной плоскости, а в параллельных активных плоскостях (область А, рис. 12), так что при слиянии мелких трещинок наблюдается эффект ступенчатого развития основной трещины. В связи с этим «скрытые» трещины могут быть областями уси­ ленного химического воздействия перед вершиной главной тре­ щины, где слияния мелких трещин еще не произошло; эти области плохо выявляются методами световой микроскопии.

По мере коррозии под напряжением трещина расширяется (рис. 12, участок В). В действительности, трещина не останав­ ливается у полос скольжения, а зарождается на них. Единствен­

ная возможность существования стадии хрупкого разрушения

вописанном механизме коррозии под напряжением заключается

втом, что, когда напряжение в металле между соседними ямками травления становится достаточно высоким, возможен

«разрыв»; однако это должно быть разрушение не хрупкого

447

типа, а обычное вязкое. Данная точка зрения подтверждается наличием выступов на поверхности разрушения (рис. 12уча­ сток 5 ), при этом на противоположной стороне трещины отсут­ ствуют соответствующие выступам впадины, как в случае хруп­ кого разрушения.

Теперь необходимо рассмотреть, почему склонность к обра­ зованию трещин в условиях коррозии под напряжением сильно зависит от состава сплава. Из работы Томпсона и Треси [2], изучавших большое число сплавов на основе меди, известно, что для каждой системы сплавов существует некоторый состав, со­ противление коррозии под напряжением у которого минимально. Сопоставление результатов, полученных Томпсоном и Треси, с данными Хови и Сванна [3] показывает, что минимум сопро­ тивления коррозии под напряжением не связан с минимальными значениями энергии дефектов упаковки системы, а соответствует такому составу, при котором сопротивление сплава обычной кор­ розии максимально.

Это показывает, что трещины образуются в химически актив­ ных областях потому, что относительная скорость химического воздействия в них значительно больше, чем общая скорость воз­ действия на матрицу сплава.

В сплавах других составов хотя также имеются участки повышенной химической активности, однако относительная ско­ рость воздействия коррозионной среды в этих местах лишь не намного превышает среднюю скорость воздействия на матрицу. Следовательно, чувствительность сплава к коррозии под напря­ жением повышается с увеличением отношения скорости химиче­ ского воздействия в отдельных областях к общей скорости этого

мах Си — Р, Си — А1, Си — Si). Если отношение достигает мак­ симума при высокой концентрации растворенных элементов,

образование и интеркристаллитных, и транскристаллитных тре­ щин; переход от одного вида трещин к другому зависит от вели­ чины предварительной деформации образца.

Из указанных соображений следует, что, по-видимому, имен­ но слабо активные коррозионные среды, вызывают образование трещин при коррозии под напряжением. В случае высоко активных коррозионных сред величина отношения скоростей воздействия в отдельных областях к общей скорости воздей­ ствия, по-видимому, близка к единице, поэтому и те и другие области могут легко корродировать (например, коррозия спла­ вов меди в азотной кислоте).

448

ОКИСЛЕНИЕ И ДИСЛОКАЦИОННЫЕ МЕХАНИЗМЫ ОБРАЗОВАНИЯ УСТАЛОСТНЫХ ТРЕЩИН

ВВЕДЕНИЕ

Фундаментальные экспериментальные исследования процес­ са усталостного разрушения на ранних его стадиях, проведен­ ные в последние годы, дали много важных сведений относитель­ но начальной стадии образования усталостных трещин [1]. На электрополированной поверхности большинства металлов вскоре после начала испытания на усталость выявляется большое чис­ ло характерных следов скольжения, а по мере продолжения испытания появляются устойчивые полосы скольжения, которые не удаляются последующей электрополировкой. На очень ран­ них стадиях испытания на усталость указанные следы имеют вид тесно расположенных небольших черных точек в полосах скольжения или представляют собой настоящие микротрещины, расположенные вдоль полос скольжения. Такие полосы скольже­ ния обычно служат источниками усталостных трещин [2—4]. Сле­ дует также отметить, что эти начальные усталостные трещины образуются на поверхности образца или очень близко к ней на глубине не более 10 мкм. Эта глубина возникновения трещин за­ висит от материала, условий испытания и т. п. Тщательные мик­ роскопические исследования показали, что плотность начальных усталостных трещин (или питтингов) наиболее высока на по­ верхности. Важным открытием в этой области следует считать,

к 10 мкм. Интрузии могут быть начальными трещинами, но пока еще неясно, совпадают ли они с точечными образованиями или рассмотренными выше начальными трещинами.

На первый взгляд, кажется возможным на основе теории ди­ слокаций легко объяснить образование на поверхности или в слоях, непосредственно к ней прилегающих, начальных трещин или пустот (в том числе и интрузий) в первые циклы нагруже­ ния. Действительно, ранее уже были предложены некоторые дис­ локационные модели образования трещин [6—8]. И хотя основ­ ные идеи, положенные в их основу, видимо, не очень далеки от

1 F. -Е. Fujita.

рина составляет, п° крайней мере, 10 нм, в соответствии с дан­ ными наблюдений экструзий можно считать, что коэффициент концентрации напряжений у вершины интрузии А (рис. 1) будет порядка 50. При обычных условиях нагружения в испытаниях на усталость такой Концентрации напряжений недостаточно для зарождения истиной трещины у вершины интрузии. Для обес­ печения необходимой для зарождения трещины концентрации напряжений интруЗИя должна быть или в несколько сотен раз

глубже, или в несколько сотен раз уже, но такие ее размеры весьма маловероятны.

Другое предположение связывает образование пустот вбли­ зи поверхности с коагуляцией вакансий, возникающих при дви­

ную идею, что начальные трещины возникают на очень ранних стадиях усталостных испытаний вблизи поверхности образца, в полосах скольжения и что истинные усталостные трещины посте­ пенно развиваются от некоторых из начальных трещин.

эффектом, и подтверждают рассмотренную выше идею. Однако анализ этих последних экспериментов также требует разработ­ ки нового механизма зарождения истинных трещин, учитываю­ щего и движение дислокаций и некоторые химические реакции типа окисления. Одними из первых влияние среды начали изучать Хэй и Джонс [9]. Они показали, что долговечность свинцовых об­ разцов при циклическом нагружении возрастает примерно в 10 раз в том случае, если их поверхность покрыть маслом или водой. Гаф и Сопвит [10, 11] исследовали некоторые другие ме-

таллы в вакууме и обнаружили сходные эффекты. Водсворт и Хатчингс [12] провели недавно количественные и весьма убеди­ тельные эксперименты. Им удалось повысить долговечность ме­ ди и алюминия в 20 и 5 раз соответственно, проводя испытания в вакууме 10~5 мм\ в то же время у золота подобного изменения долговечности обнаружено не было. Как видно из рис. 2, имеет­ ся линейная зависимость между логарифмом долговечности ме­ ди и логарифмом давления воздуха. Однако при этом было так­

тов, как легкое усталостное разрушение в жидком гелии (когда полностью исключен контакт поверхности образца с воздухом), или усталостное разрушение золота, которое не подвержено окислению. Однако напряженное состояние и тип скольжения в этих экспериментах были иными, чем при комнатной температуре. Следовательно, эксперименты, проведенные в гелии, а также испытания образцов золота еще не могут служить основанием для того, чтобы отрицать важную роль кислорода при усталостных испытаниях.

В предлагаемой статье в первую очередь обсуждается меха­ низм образования экструзий и интрузий на основе модели дви­ жения дислокаций, позволяющей объяснить эксперименталь­ ные данные1. На первой стадии возникновения усталостных де­ фектов окисление, несомненно, не влияет на механизм про­ цесса.

1 Эти идеи впервые были выдвинуты на Симпозиуме по разрушению и ус­

талости, состоявшемся в Японском институте металлов в I960 г.

щевые. Некоторые исследователи после кратковременного ци­ клического нагружения прикладывают к образцу большие растя­ гивающие напряжения, что позволяет установить, появились ли при циклическом нагружении зародышевые трещины. При статических испытаниях такого рода некоторые скрытые трещи­ ны инициируют настоящие трещины, которые раскрываются, как и микротрещины, ибо представляют собой концентраторы на­ пряжений и создают растягивающие напряжения, достаточные для локального разрушения решетки. Хотя на третьей стадии трещины обычно доступны для наблюдения под обычным свето­ вым микроскопом, а порой и невооруженным глазом, невозможно провести экспериментальное разграничение между ними, когда они весьма малы, и микротрещинами на второй стадии.

ОБРАЗОВАНИЕ ЭКСТРУЗИЙ И ИНТРУЗИЙ

суется с экспериментом и вызывает наименьшие теоретические затруднения. Однако в соответствии с этой моделью требуется совместное действие двух дислокационных источников в различ­ ных системах скольжения, которые одновременно создают в од­ ной системе интрузии, а в другой экструзии. Это не согласуется с тем экспериментально известным фактом, что образование экструзий и интрузий по активным системам скольжения может происходить как взаимонезависимо, так и совместно. Указанную модель можно улучшить, если предположить, что одна из двух систем скольжения — латентная и в ней возможно размножение дислокаций в результате действия источника Франка—Рида и их незначительное перемещение, но не образование полос сколь­ жения.

Как видно из рис. 3, а, источник Франка—Рида S A в актив­ ной плоскости скольжения А может за первую половину цикла нагружения при испытании на усталость создать на поверхности новую ступеньку скольжения CDEF, образуемую краевыми ком­ понентами дислокаций. В то же время, если группа дислокаций, генерируемых источником S B в латентной плоскости скольже­ ния В, имеет такую конфигурацию, что их винтовые компоненты пересекают плоскость А (рис. 3, а), то сегменты краевых дисло­ каций А должны переместиться из плоскости А в другую плос­ кость скольжения, параллельную А. Это приведет к параллель­ ному смещению всей ступеньки скольжения в положение GHIJ.

смещения на 10 нм необходимо наличие примерно 30 винтовых дислокаций в плоскости В. В то же время на винтовых компо-

454