Главная  Переработка нефти и газа 

Скачать эту книгу

0 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13 14 15 16 17 18 19 20 21 22 23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33 34 35 [ 36 ] 37 38 39 40 41 42 43 44 45 46 47 48 49 50 51 52 53 54 55 56 57

которых вначале происходит докритическое раскрытие трещины до достижения максимальной нагрузки после чего образец окончательно разрушается.

По результатам испытаний серии образцов с разной длиной усталостной трещины находят критическое раскрытие трещины бс = бс-KIq, где бс -среднее значение раскрытия трещины при нагрузке Рс (рис. 121); U - средняя

Рис 121. Типы кривых нагрузка --раскрытие и определение критического раскрытия трещины

Рис. 120. Схема раскрытия трс-ии»-ны в изгибаемом образце

длина усталостной трещины; К - коэффициент, определяющий угол расхождения берегов трещины.

Еще одна характеристика сопротивления разрушению для случая, когда разрушение сопровождается значительной пластической деформацией - это У-интеграл, определяющий ннтеисиБность потока энергии в вершину трещины в момент начала ее роста, /-интеграл мало зависит от формы образца. Его находят по результатам испытаний на изгиб или внецентренное растяжение с записью диаграмм нагрузка - смещение, как и при испытаннях на вязкость разрушения К\с. Диаграмму записывают до начала движения трещины, затем образец разгружают и разрушают в условиях циклического нагружения. Полученную диаграмму Р-у (см. рис. 117) планиметрируют и определяют полную работу Л, затраченную к моменту страгивання трещины. На разрушенном образце измеряют длину прироста трещины L и ее площадь F по излому.

В случае прямого фронта прироста трещины / = = 2Л/[/. (а-/)], где а - толщина образца; / - длина трещины вместе с надрезом. Еслн фронт развивающейся трещины криволинейный, то / = 2Л/[1(а-1)-\-2Г\. По величи-

не /-интеграла можно приближенно оценить вязкость разрушения К\с = VJE.I(\ - vj.

Рассмотренные характеристики сопротивления разрушению (Kic, Кс, бс, /) определяют трещиностойкость материала- его способность работать в конструкции с трещиной. Применение этих характеристик, в первую очередь Kict как критериев конструкционной прочности позволяет решать ряд задач, которые не поддавались решению с использованием старых характеристик предельной прочности. Например, зная величину Kia можно рассчитывать максимально допустимую нагрузку в конструкции с трещиной известных размеров, при которой еще не начнется ее быстрое развитие до полного разрушения. Можно решать и обратную задачу-определять критический размер трещины при заданном уровне напряжений и т. д.

Зависимость трещиностойкости от состава и структуры материала

Характеристики трещиностойкости металлических материалов меняются в широких пределах в зависимости от состава и структуры. Так, вязкость разрушения Kic конструкционных сплавов на основе железа, алюминия, титана колеблется от 15 до 200 МПа-м и более. Обычно максимальной трещиностойкостью обладают материалы, высокопластичные в условиях статического нагружения гладких образцов. Минимальная трещиностойкость характерна для хрупких материалов. Большинство же конструкционных материалов, в том числе высокопрочных, имеет промежуточную пластичность, неоднозначно связанную с характеристиками трещиностойкости, ибо последняя существенно зависит и от прочностных свойств материала.

Многочисленные попытки установить корреляционные связи вязкости разрушения с совокупностью «простых» механических свойств гладких образцов (ао,2, Ов, б и др.) пока не дали положительных результатов, общих для сплавов разных групп. В то же время найдены различные частные зависимости для отдельных сплавов. Например, для многих сталей, титановых и деформируемых алюминиевых сплавов наблюдается снижение вязкости разрушения с увеличением предела текучести. На рис. 122 показана диаграмма сравнительного анализа титановых сплавов. Заштрихованные по-разному области относятся к сплавам с разным фазовым составом. Диаграмма разделена также иа области линиями с постоянным отношением /Cic/ao,2.

в области / (ниже линии "1/00,2 = 0,08) уже трещины микронных размеров достаточно для ее развития в условиях плоской деформации под действием упругих напряжений. Оценивать материал в этой области следует с позиций механики разрушения, принимая все меры к тому, чтобы не допустить появления трещины и концентрации напряжений в конструкции (в область / попадают многие высокопрочные титановые сплавы с ао.2>1000 МПа).

Ар,Д>к

3000

2000

1000

600 700 800 900 7000 1100 7200 1300

Рис 122- Диаграмма сравнительного анализа титановых спл а зов (Уонхил):

/-технологический предел; 2 - линия типичных значений

В области (между линиями /Cic/ao,2 = 0,08 и 0,24) критическая длина трещины составляет 0,1 - i см, а разрушающие напряжения могут меняться от упругих до пре-вышаю1цих предел текучести. Сопротивление разрушению таких сплавов также надо определять по характеристикам вязкости разрушения.

В области / (выше линии /(ic/oo,2=0,24) критическая длина трещины должна быть очень большой (несколько сантиметров), и перед разрушением будет проходить значительная общая пластическая деформация. Поэтому здесь закритическое развитие трещины маловероятно, и определение вязкости разрущения таких материалов не актуально.

Но вязкость разрушения не всегда снижается по мере увеличения предела текучести. Например, у малопластичных литейных алюминиевых сплавов с большим количеством эвтектических составляющих в структуре эта зависи-

мость прямо противоположная (рис. 123). В этих сплавах повышение прочности при почти неизменной пластичности способствует росту трещиностойкости.

Отсутствие однозначной связи трещиностойкости с другими механическими свойствами, зависимость которых от состава и структуры уже известна, заставляет вести многочисленные исследования для установления закономерностей влияния этих факторов на характеристики трещино-

320 400

0,05 0,7 0,15 0,2 Ог, % (по массе)

0.25

рис. 123. Зависимость вязкости разрушения от предела текучести литейных алюминиевых сплавов с большим количеством избыточных фаз

Рис. 124. Зависимость вязкости разрушения титановых сплавов от содержания кислорода (П. г. Микляев и др.): /-Ti-6% А1-1,5 % Мо-0,5 % V; 2-Ti~6,5 7о А1~1.5% Мо-0,5 % V; - Ti-7 % А1-1,5 \ Мо-0.5 % V

стойкости, к настоящему времени уже накоплен болыпой экспериментальный материал, позволяющий сформулировать некоторые закономерности такого влияния.

Растворимые в основе по способу замещения примеси и легирующие элементы, судя по имеющимся немногочисленным данным, относительно слабо сказываются на вязкости разрушения. Например, в закаленном после литья состоянии сплавы- твердые растворы системы А1-Zn-Mg с 3-7 % 2п и 3-7 % Mg имеют К\с в пределах 28- 33 МПа-м/. В то же время даже малые примеси внедрения могут существенно снижать трещиностойкость (рис. 124).

Особенно сильно на вязкость разрушения всех групп сплавов влияют примеси и легирующие добавки, вызывающие образование избыточных фаз. Как правило, при увеличении концентрации таких элементов в сплаве вязкость разрушения снижается. Поэтому повышение чистоты, а во многих случаях и снижение легированности промышлен-

ных сплавов - одно из основных направлений повышения их трещиностойкости.

В большинстве случаев легирование отражается на трещиностойкости через изменение структуры: размера и формы зерна, параметров дислокационной структуры, количества и размеров выделений избыточных фаз и т. д. Еще более значительно сказываются па структурных параметрах режимы обработки: условия кристаллизации, деформации, термической обработки. Рассмотрим кратко влияние важнейших параметров структуры на вязкость разрушения.

Размер зерна основного твердого раствора но имеющимся экспериментальным данным неоднозначно связан с вязкостью разрушения. В большинстве случаев Kic и Кс растут при измельчении зерна. Например, у стали с 0,6 % С, 0,44 % Мп и высоким содержанием азота величина Kic при -120°С возрастает с 25 до 46 МПа-м- при уменьшении размера зерна от 30 до 12 мкм. Это вполне естественно, так как при подобном изменении структуры растет и прочность, и пластичность. К тому же увеличение числа границ на пути развивающейся внутрикристаллит-ной трещины должно затруднять ее перемещение.

Имеющиеся факты противоположного влияния размера зерна на вязкость разрушения, возможно, объясняются разницей других структурных параметров в образцах с разным размером зерна.

Внутризеренная дислокационная структура также сказывается на трещиностойкости. Формирование полигонизованной структуры в деформированных полуфабрикатах, в частности при высокотемпературной термомеханической обработке, способствует повышению вязкости разрушения. Увеличение плотности дислокаций за счет холодной деформации может как повышать, так и снижать вязкость разрушения. Например, у листов из алюминиевого сплава 1201, растянутых после закалки перед искусственным старением на 1-5 %, Кс достигает -80 МПа-м- вместо 66 без деформации. Если же сравнивать отожженные рекри-сталлизованные листы из сплава АМгб с холоднокатаными, то вязкость разрушения, у последних будет заметно ниже.

По-видимому, знак влияния плотности дислокаций на вязкость разрушения определяется абсолютными значениями этой плотности в сравниваемых материалах, а таклсе степенью закрепления дислокаций примесными атмосферами и частицами избыточных фаз. Пока прирост плотно-

"сти дислокаций, способствуя упрочнению, ие приводит к сильному снижению деформационной способности, вязкость разрушения растет. Если же введенные дислокации охрупчивают материал, то его трещиностойкость, естественно, будет снижаться.

Трещиностойкость связана с фазовым составом сплавов. Избыточные фазы, увеличение их объемной доли в пластичной матрице всегда снижают вязкость разрушения. При этом в отличие от механических свойств гладких образцов значения Kic и Кс сильно зависят не только и часто не столько от дисперсных вторичных выделений, образующихся в результате распада твердого раствора, сколько от наличия относительно грубых (микронных размеров) выделений фаз кристаллизационного происхождения. Это особенно четко проявляется на алюминиевых сплавах, где уже отмечавшееся вредное влияние примесей железа и кремния как раз обусловлено образованием таких избыточных фаз. Степень этого влияния можно проиллюстрировать на примере сплава типа В95 в виде плит толщиной 80 мм: если содержание железа и кремния меньше 0,15 %, то Kic = 40 МПа-м/2; если сплав содержит 0,5 7о Si и 0,7 % Ее, то вязкость разрушения снижается до 28 МПа-м/.

На рис. 125 показано снижение Kic при увеличении объемной доли различных избыточных фаз кристаллизационного происхождения в закаленном после литья сплаве Ai -7 7о Mg -3% Zn. Видно, что разные фазы в разной степени влияют на вязкость разрушения. Это связано как с особенностями нх морфологии, так и с различиями собственных свойств разных интерметаллидов.

Дисперсные вторичные выделения избыточных фаз, образующиеся при старении или отпуске, также существенно сказываются на трещиностойкости. После старения вязкость разрушения обычно ниже, а после отпуска (сталей) выше, чем в закаленном состоянии. Минимальная вязкость разрушения алюминиевых сплавов фиксируется после старения по таким режимам, когда образуются метастабильные фазы, частично когерентные матрице. В этом

2 3 4 5 6

Q,%(o5beMH.)

Рис. 125- Зависимость вязкости разрушения сплава Л1- 7 % Ме[-3 % Zn от объемной доли избыточных фаз:

/ -FeAU; 2

0(А1. Си, Mg);