нентах дислокаций по плоскости В , пересекаемых дислокация ми по плоскости Л, образуются пороги с краевыми компонента ми, как показано на том же рисунке. Они будут затруднять дви жение дислокаций В. Во второй половине цикла нагружения источник S A будет генерировать дислокации противоположного знака в результате действия напряжения обратного знака (рис. 3, б). Эти дислокации, выходя на поверхность, устраняют ступеньку поверхности CDEF. Однако одновременно дислока-
Рис. 3. Схема предполагаемого дислокационного механизма образования экструзий и интрузий
ции В также будут совершать некоторое перемещение в поле напряжений обратного знака. Возможно, что прежде чем дисло кации А обратного знака достигнут линии MN, дислокации В продвинутся обратно к источнику и окажутся под плоскостью А или под линией MN, в результате винтовые компоненты дисло каций уже не смогут проникать в плоскость Л. Тогда небольшое перемещение дислокаций В через линию MN должно привести к частичному устранению поверхностной ступеньки, причем оста нется небольшой выступ — пластинка GHIJ. Такое перемещение дислокаций Л и В будет повторяться на каждом цикле нагруже ния, а ступенька GHI] будет расти и приобретать вид экструзии. Если источник S B расположен выше линии MN или знак дисло каций В противоположен, аналогичное комбинированное цикли ческое перемещение дислокаций приведет к образованию интру-
455
зии. Толщина экструзии или интрузии определяется числом дис локаций В. Длина GH равна вектору Бюргерса дислокации в плоскости А, умноженному на число этих дислокаций одного знака, приходящих к поверхности до прекращения циклического движения дислокаций А или В. Если источник S A генерирует около 30 дислокаций на каждой половине цикла, то для разви тия интрузии глубиной порядка 10 мкм требуется лишь около 1000 циклов нагружения. Ширина HI определяется шириной ко лец дислокаций, идущих от источника S B\ она остается неизмен ной при консервативном движении порогов краевой ориентации винтовых компонент дислокаций. Видимо, вполне логично пред положить, что дислокации В могут в самом начале циклическо го нагружения перемещаться на несколько десятков микронов и создавать экструзии такой ширины. В этом процессе дислока ции должны совершать лишь консервативное движение, если указанные выше пороги краевой ориентации движутся в направ лении скольжения, сохраняя постоянство ширины Я/. При этом обязательно должна сохраняться масса: например, если обра зуется экструзия, баланс соблюдается за счет определенной конфигурации порогов краевой ориентации дислокаций 5, экви валентной захлопыванию тонкой плоской полости, имеющей форму и объем экструзии.
Рассмотренный механизм образования экструзий и интрузий подобен механизму, предложенному Коттреллом и Халлом [6], с той лишь разницей, что в первом случае из двух взаимосвязан ных систем скольжения одну считают латентной. Это определен ное уточнение механизма Коттрелла. В принципе для объясне ния образования латентных трещин на начальной стадии уста лости можно привлечь и другие механизмы, но здесь они не рассматриваются.
Ясно, что окисление не имеет отношения к образованию ла тентных трещин. Это хорошо согласуется с экспериментальными данными, свидетельствующими об отсутствии влияния среды на образование экструзий и интрузий. Однако, когда эти дефекты возникают, их поверхность быстро покрывается окисным слоем (см. рис. 1). Окисление внутренней поверхности интрузий пре дупреждает их захлопывание даже в том случае, когда прило женное циклическое напряжение стремится это сделать (на лю бой половине цикла). Следовательно, если полностью устранить окисление, глубокие интрузии не смогут возникнуть; это — один из возможных механизмов влияния окисления на первой стадии образования усталостных дефектов.
ОБРАЗОВАНИЕ МИКРОТРЕЩИН И ОКИСЛЕНИЕ
Образование микротрещин не всегда связано с окислением. Например, скопления дислокаций внутри кристалла могут при вести к зарождению микротрещин в отсутствие окисления [13].
456
Однако при обычном процессе усталости, когда трещины зарож даются вблизи поверхности активных полос скольжения, окисле
ние — один из важнейших факторов, способствующих образова нию трещин.
Как было указано выше, концентрация напряжений у верши ны интрузии недостаточна для образования трещин. Следова тельно, перерастание интрузии в настоящую трещину невозмож но в случае прекращения взаимосвязанного циклического дви жения дислокаций. Однако в действительности внутренние поверхности всех интрузий покрыты окисными слоями толщиной ~ 1 0 нм (рис. 1 и 4). Эти окисные слои на участках активной полосы скольжения, расположенных на некоторой глубине от
Полость
Рис. 4. Схема роста интрузии в результате движения дислокаций и окисления
поверхности, должны служить эффективными барьерами для движения дислокаций, так как их толщина вместе с толщиной интрузии достигает примерно 30 нм. Это значительная доля ши рины полосы скольжения, а поскольку длина этих слоев в на правлении скольжения порядка 10 мкм, то мало вероятно, чтобы они разрушались под воздействием скоплений дислока ций. Следовательно, окисный слой на поверхности интрузий мо жет сдерживать большие скопления дислокаций, которые в дальнейшем образуют микротрещины, соединяющиеся с наи более слабыми местами интрузий, вероятнее всего у их вершины. Это — возможный механизм образования микротрещин у вер шин интрузий с участием окисления.
Рис. 4 иллюстрирует другую возможность развития интрузий под влиянием окисления. Скопления дислокаций, образовав шиеся на полуцикле напряжения, могут иногда переходить на другую параллельную плоскость скольжения в результате попе речного скольжения их винтовых компонент и тем самым при ближаться к свободной поверхности (рис. 4, а).
Вследствие изменения толщины окисного слоя вдоль интру зии скопление дислокаций может оказаться на новой плоско-
сти. Если при этом переходе дислокаций возникнут дислокации противоположных знаков, они во время полудикла могут пере двинуться в обратном направлении — внутрь кристалла. На вто ром полуцикле нагружения скопление, образовавшееся на новой плоскости, переместится внутрь кристалла и не возвратится на исходную плоскость. В то же время источник Франка Рйда, действующий в исходной плоскости, будет генерировать дисло кации противоположного знака, которые будут аннигилировать с дислокациями, движущимися в обратном направлении, ц в
результате вокруг вершины ин'гру. зии образуется плоская полость (рис. 4, б). Такую полость [14] мож но рассматривать как продолжение интрузии, так как она в дальнейшем соединится с интрузией короткой микротрещиной. Эти два механизма видимо, применимы также к объяс нению роста усталостных трещин на третьей стадии процесса усталости.
Предложен еще один возможный механизм образования микротрещин в активной плоскости скольже ния, который связан не с интрузия ми, а с внутренним окислением. Дви жение дислокаций в одну и другую сторону за цикл нагружения вызы вает периодическое появление и ис чезновение ступенчатой поверхности (рис. 3 и 5). На первой половине цикла, в самом начале процесса ус талости, образуется совершенно но
вая и неокисленная ступенчатая поверхность. Однако постепен но на этой поверхности оседают молекулы кислорода из воздуха, образуя вначале мономолекулярный окисный слой, затем слой адсорбированного кислорода и, наконец, толстый окисный слой. Скорость окисления вначале очень велика, но затем, когда тол щина пленки достигает примерно 10 нм (для большинства метал лов при обычной температуре) , резко замедляется.
Точная теория образования начальных окисных слоев еще не разработана [16], тем не менее можно определить скорость образования мономолекулярного окисного слоя. На основе ки
нетической теории можно рассчитать, что в воздушной среде при атмосферном давлении и комнатной температуре число молекул
кислорода, соударяющихся с единицей поверхности, составляет примерно 2- 1023 в секунду. Так как число атомных мест для пер
вого мономолекулярного слоя на новой поверхности металла
458
равно примерно 10 5 на единицу поверхности, этот слой обра зуется приблизительно за 10"8 сек. При обычных испытаниях на_ усталость продолжительность цикла составляет примерно 10 3 сек, следовательно, время пребывания новой ступеньки по верхности на воздухе за первый полуцикл достигает 5-10”4 сек, что вполне достаточно для образования первого мономолекулярного окисного слоя. После образования этого слоя окисление сильно замедляется, так как требуется образование адсорбиро ванных слоев кислорода. Этот процесс идет медленно из-за ослабления сил связи и малой скорости диффузии. Вполне ра зумно предположить, что на самом раннем этапе образования ступенчатой поверхности за цикл нагружения возникает лишь один мономолекулярный окисный слой и несколько адсорбиро ванных слоев. На следующей половине цикла дислокации про тивоположного знака приводят к уничтожению ступеньки (рис. 5, б) . При этом адсорбированные слои кислорода легко отрываются, так как энергия адсорбции составляет лишь 0,1 эв, что незначительно по сравнению с энергией связи атомов кис лорода в окисном слое.
Мономолекулярный окисный слой не отделяется от поверх ности образца, а затягивается внутрь кристалла. На третьем полуцикле нагружения атомы кислорода снова попадают на ступенчатую поверхность, однако часть их, продиффундировав от плоскости скольжения ранее начала этого полуцикла, может остаться внутри кристалла (рис. 5, б и 5, в). Аналогично, если эти атомы кислорода продиффундируют в обратном направле нии (слева направо) до четвертого полуцикла (рис. 5, б и 5, г), то они окажутся еще дальше от поверхности кристалла. Наибо лее быстрое перемещение атомов кислорода достигается при синхронности возвратно-поступательного движения дислокаций и атомов кислорода. Полагая диффузию атомов кислорода ста тистически беспорядочной, можно определить среднюю скорость их переноса. Однако реальная ситуация, вероятно, значительно сложнее из-за сильной тенденции атомов кислорода к коагуля ции (т. е. к образованию окисных чистиц), внутри кристалла, что значительно замедляет перенос.
Другое отклонение от простой неупорядоченной диффузии связано с взаимодействием между дислокациями и атомами кис лорода, которое должно ускорять процесс перемещения атомов кислорода. Атомы кислорода, занимая в кристаллической ре шетке положения внедрения, могут создавать вокруг себя поле сжимающих напряжений. Следовательно, при встрече с краевы ми дислокациями эти атомы стремятся разместиться с той сто роны дислокации, где решетка растянута. Атомы кислорода, по павшие в кристалл со ступенчатых поверхностей полос скольже ния, почти всегда расположены в плоскостях скольжения и потому испытывают сильное упругое взаимодействие рассмотрен
ного типа. Как видно из рис. 6, атомы кислорода на каждом первом полуцикле нагружения при прохождении дислокаций одного знака будут переходить с одной стороны плоскости сколь
жения на другую и затем, на каждой
второй
половине цикла,
при прохождении дислокации противоположного знака
пере
скакивать
обратно.
Такой синхронизированный механизм и обеспечивает наибо
лее эффективный перенос
атомов кислорода. Для того чтобы
у
действительная
картина
действия
механизма
«затягивания
кислород
ных атомов» стала ясной, необходи
мо учесть еще много факторов.
Тем
не менее, весьма вероятно,
что при
испытании на усталость атомы кис
лорода затягиваются внутрь
актив
ных
полос
скольжения
на
глуби
ну, по крайней мере, 100 нм, образуя
там
стабильные
препятствия
для
движения дислокаций типа окис-
ных частиц.
Поэтому
образование
микротрещин в полосах скольжения
происходит
вблизи
поверхности об
разца.
Заслуживает внимания
влияние
давления воздуха
на
образова
ние микротрещин. Как указывалось
раньше, число
молекул
кислорода,
Рис. 6. Схема механизма
оседающих на
единице поверхности
«затягивания
кислорода»,
на полуцикл нагружения, при часто
действующего
синхронно с
те нагружения
1000
циклов/сек
со
возвратно
поступательным
движением
дислокаций
ставляет около 1020. При испытании
в
высоком
вакууме
порядка
10“5 мм рт. ст. это число составляет примерно 1012, т. е. атомы пер вого мономолекулярного слоя окисла займут только около 0,1% возможных атомных мест поверхности. Следовательно, влияние такого вакуума должно быть вполне ощутимым. Однако экспери ментальных данных о влиянии среды на образование микротре щин до сих пор нет.
ПРОДВИЖЕНИЕ ТРЕЩИН И ОКИСЛЕНИЕ
Из опытных данных следует, что третья стадия усталости, на которой усталостные макротрещины, зарождающиеся из мик ротрещин, медленно развиваются вплоть до разрушения образ ца, в основном и определяет его долговечность. Следовательно, третья стадия является именно той стадией, на которой мы по-
4 6 0
лучаем количественные экспериментальные результаты по зави симости долговечности от напряжения, от деформации и влия ния среды. Например (см. рис. 2) долговечность меди связана с давлением воздуха степенной зависимостью с показателем сте пени ~ 1/6.
Продвижение трещины на этой стадии весьма неравномерно в микроскопических масштабах. Прямолинейность трещины на рушается, и она не совпадает с полосой скольжения, а пересека ет в том или ином месте границы зерен и изменяет свой харак тер. В связи с этим, до сих пор осталась неразвитой микроскопи ческая модель, способная количественно объяснить результаты экспериментов.
Хотя экспериментально полученные количественные соотно шения для усталости на настоящем этапе исследования не могут быть выведены из микроскопических моделей, несомненно, что развитие трещины определяется как окислением, так и образо ванием скоплений дислокаций у вершины трещины. Это взаимо связанное действие указанных процессов, вероятно, подобно описанному для случая возникновения микротрещины из инт рузий.
Как уже ранее указывалось, трудно считать, что механизм окисления играет существенную роль в процессе продвижения трещины, так как усталость наблюдалась даже при температу рах жидкого гелия и у таких неокисляющихся металлов, как золото. Однако при температуре жидкого гелия предел текуче сти весьма высок, почти равен разрушающему напряжению, и, следовательно, в этом случае при испытании на усталость усло вия образования и продвижения трещин достигаются и без оки сления. Иными словами, испытания на усталость при температу ре жидкого гелия соответствуют испытаниям на усталость при комнатной температуре в условиях очень высоких напряжений, при которых окисление уже не является необходимым условием образования и продвижения трещин, так как даже очень незна чительные концентраторы напряжений могут вызвать зарожде ние трещин.
Интересны также результаты испытаний на усталость золота; в этом случае, вероятно, возможно образование трещин по гра ницам двойников или зерен, хотя это предположение требует дальнейших подтверждений. Если удастся обнаружить в золоте развитие разрушающей трещины из полосы скольжения, то можно будет сказать, что зарождение и развитие скрытой тре щины без участия окисления — процесс вполне реальный. Тогда неизбежно существование насыщения долговечности в очень высоком вакууме у меди, алюминия и других окисляющихся ме таллов. Хотя такое насыщение и не наблюдается на рис. 2, оно может быть достигнуто при опытах в области значительно более высоких напряжений. Опыты с золотом, по-видимому, соответст-
4 6 1
вуют опытам с другими металлами при очень высоких напряже ниях, при которых продвижение трещин определяется лишь дислокациями, особенно поперечной системы скольжения.
Л И Т Е Р А Т У Р А
1.
T h o m p s o n
N.
a. W a d s w o r t h
N. L. Phil. Mag.,
Suppl.,
1958, v. 7,
p. 73.
N. a. o. Phil. Mag., 1956, v. 1, p.
113.
2. T h o m p s o n
3.
S m i t h
G. C. Proc. Roys. Soc.,
1957, v. A242, p. 189.
4.
F o r s y t h
P. J. E., Phil. Mag., 1957, v. 2, p. 437.
5.
F о г s у t h
P. J. E., J. Inst. Metals,
1955, v. 83,
p. 395.
p.
211.
6.
С о 11 г e 11 A. H.,
a. D. H u 11.
Proc. Roy. Soc.,
1957, v. A242,
7.
M o t t N. F. Acta
Met., 1958, v. 6, p. 1957.
1958, v. 7,
p. 72.
8. T h o m p s o n
N.,
W a d s w o r t h N. J. Advan. Phys.,
9.
H a i g h
В. P.,
J o n e s
B. J. Inst. Metals, 1930,
v. 43,
p. 271.
p. 55.
10.
G o u g h
H. V.,
S o p
w i t h D. G. J.
Inst. Metals, 1935,
v. 56,
11.
G o u g h
H. J.,
S о p w i t h D. W. J. Inst. Metals,
1946, v. 72, p.415.
12.
W a d s w о r t h N. J.,
H u t c h in g s
J. Phil. Mag., 1958, v. 3,
p.
1154.
13.
S t r o h
A. N. Proc. Roy. Soc.,
1954,
v. A223,
p. 404.
v. 6,
p. 565
14.
F u j i t a
F. E. Sci. Repts. Res.
Inst. Hohoku Univ., 1954,
15.
F u j i t a
F. E. Acta
Met., 1958,
v. 7,
p. 543.
p. 429.
16.
M o t t
N.
F. Transr.
Faraday Soc.,
1947, v. 43,
ВОДОРОДНАЯ ХРУПКОСТЬ СПЛАВОВ ЖЕЛЕЗА12
ВВЕДЕНИЕ
В настоящее время установлено, что ферритные и мартен ситные стали особенно чувствительны к самопроизвольному разрушению в результате пребывания в атмосфере H2S. Особенно губительными и дорогостоящими являются разрушения аппара тов нефтяной промышленности, в частности колонн буровых или обсадных труб газовых скважин. Такие разрушения происходят по истечении недели или нескольких лет после начала эксплуа тации и ведут к потере скважины, а в ряде случаев — и всего геологического яруса. Широкие исследования, проведенные Иэльским Университетом около шести лет тому назад [1], пока зывают, что разрушения в атмосфере H2S связаны с водородной хрупкостью, а не с коррозией под напряжением; аналогичные выводы делают и другие исследователи [2]. Нефтяная промыш
ленность — не единственная
область, страдающая от
водород
ной хрупкости. За последнее
десятилетие в авиации
наблюда
лось много случаев разрушения высокопрочных стальных дета лей с кадмиевым покрытием и было установлено, что водород, вводимый в сталь в процессе нанесения покрытия, может приве
сти к хрупкости. Наконец, образование трещин
обнаружено
в массивных стальных отливках, подвергаемых
медленному
охлаждению из расплавленного состояния и сохраняющих боль шое количество водорода при затвердевании.
Водородную хрупкость проще всего определять по влиянию водорода на механические свойства сплавов железа. Из них наи более важны хрупкое разрушение наводороженных образцов при статической нагрузке и снижение пластичности (относитель ное сужение площади) в условиях динамического нагружения3.
В связи с большим материальным ущербом, вызываемым водородной хрупкостью, многие промышленные лаборатории уделяют значительное внимание этой проблеме, проводя тща тельные испытания, цель которых предварительно выяснить при годность данного материала для службы в случае присутствия водорода. Имеется обзор экспериментальных работ, проведен ных до 1960 г. [3].
Из примерно полутора тысяч известных работ большая часть
посвящена частным
вопросам;
полезные
с инженерной точки
1
A. S. Tetelman.
2
Редактирование статьи выполнено при участии Л. С. Мороза.
3
При динамическом
нагружении
водородная
хрупкость не проявляется
или проявляется в меньшей степени. Прим. ред.
зрения, они сообщают очень мало сведений о самом механизме водородной хрупкости сплавов железа. Обобщение опубликован ных материалов из-за разнообразия исследованных сплавов, методов наводороживания и методов испытания связано со значительными трудностями. Ни одна из предложенных теорий не согласуется более, чем с половиной экспериментальных дан ных. Некоторые из этих теорий даже полностью противоречат этим данным.
Для понимания сущности явления водородной хрупкости не обходимо изучение локализации водорода в сплавах железа и влияния водорода на кристаллическую решетку. В черных ме таллах водород присутствует в двух формах. Во-первых, в «рав новесном» состоянии водород находится в форме атомов (или протонов и связанных электронов) в позициях внедрения; раство римость его в этой форме зависит от температуры Т и давления Р
(в атосферах) и
составляет [4, 5]
С =
0,00427P1/s ехр{— 6560/RT} %.
(1)
При комнатной температуре и давлении
1 н/м2 величина С со
ставляет
5*10"8 %.
Во-вторых,— в
«избыточном»
состоянии
(свыше
предела
растворимости), что
достигается
введением
в металл водорода
путем катодного
насыщения или закалки
с высокой температуры (из среды водорода). В результате ука занных процессов в сплаве при комнатной температуре может оказаться растворенным до (5—10) • 10“4% водорода. Как бу дет показано далее, эта форма водорода может вызвать макро скопическую хрупкость. Некоторые авторы [6—9] считают, что часть (или весь) избыточного водорода оседает на дислокациях, однако в настоящее время отсутствуют убедительные подтверж дения этого [10]. Вместе с тем имеются четкие доказательства того, что молекулярный водород собирается на микротрещинах, которые сами во многих случаях образуются под влиянием водо
рода
[И— 14]. Во многих работах сообщается
о влиянии водо
рода
на физические и механические свойства
сплавов железа;
на основе этого можно сделать четыре важных заключения от
носительно
водородной хрупкости, которые обсуждаются ниже.
I. Водород,
занимающий в решетке кристаллографические позиции,
не вызывает хрупкости
1)
Этот вывод можно сделать на основе следующих данных:
как следует из данных рентгеновского анализа, в пределах
до
0,01%
водород не вызывает расширения решетки [15];
2)
сравнение [5, 16] экспериментальных значений D0 с теорети
ческими показывает, что энтропия активации диффузии водо рода равна нулю или несколько меньше его; именно поэтому
