Содержание к диссертации
Введение
1. Влияние структуры на усталостное разрушение металлов и сплавов на различных масштабных уровнях 8
1.1. Масштабные уровни деформации и разрушения материалов 8
1.2. Эволюция дислокационной структуры металлических материалов при циклическом нагружении 16
1.2.1. Дислокационная структура металлических материалов в инкубационный период усталостного разрушения 17
1.2.2. Дислокационная структура металлических материалов на стадии зарождения трещин 31
1.2.3. Дислокационная структура металлических материалов на стадии распространения усталостной трещины 32
1.3. Механизмы трещинообразования в структуре металлических материалов при циклическом нагружении 37
1.4. Структурная зависимость конструктивной прочности металлических материалов 39
1.5. Теоретические представления о масштабных уровнях дефектов структуры углеродистых сталей 43
1.5.1. Влияние обработки на генезис и эволюцию микродефектов структуры углеродистых сталей 44
1.5.2. Влияние обработки на генезис и эволюцию мезодефектов структуры углеродистых сталей 46
1.5.3. Влияние обработки на генезис и эволюцию макродефектов структуры углеродистых сталей 48
1.6. Выводы 52
1.7. Цель и задачи исследования 53
2. Материалы и методики экспериментальных исследований 54
2.1. Материалы исследования 54
2.2. Методы термического, термопластического и деформационного упрочнения 55
2.3. Структурные исследования 56
2.3.1 Металлографические исследования 58
2.3 Л Л. Исследование влияния макродефектов структуры на образование и рост усталостных трещин 59
2.3.2 Растровая электронная микроскопия 63
2.3.3. Просвечивающая электронная микроскопия 64
2.4. Методики определение механических свойств металлических материалов 69
2.4.1. Определение прочностных свойств и показателей пластичности при статическом растяжении 69
2.4.2. Определение циклической трещиностойкости 71
3. Влияние макро-, мезо- и микродефектов структуры на конструктивную прочность углеродистых сталей 76
3.1. Влияние количества микродефектов структуры на показатели циклической трещиностойкости и прочности углеродистых сталей 76
3.2. Влияние количества мезодефектов структуры на показатели циклической трещиностойкости и прочности углеродистых сталей 85
3.2.1. Циклическая трещиностойкости и прочность углеродистых сталей с мезодефектами структуры, созданными деформационной и термопластической обработками 85
3.2.2. Циклическая трещиностойкости и прочность углеродистых сталей с мезодефектами структуры, созданными термической обработкой 98
3.3. Влияние количества макродефектов структуры на показатели циклической трещиностойкости и прочности углеродистых сталей 114
3.4. Выводы 123
4. Металлофизические аспекты усталостного разрушения железа и углеродистых сталей на различных масштабных уровнях 126
4.1. Структурные изменения под поверхностью усталостной трещины на мезомасштабном уровне 126
4.1.1. Формирование дефектной структуры технического железа около поверхности усталостного излома 127
4.1.2. Влияние параметров циклического нагружения на дефектность мезоструктуры технического железа около поверхности усталостного разрушения 137
4.1.3. Влияние предварительной холодной пластической деформации на формирование дефектной структуры технического железа под поверхностью усталостного разрушения 140
4.1.4. Формирование дефектной структуры еред неуглеродистой стали около поверхности усталостного разрушения 148
4.2. Влияние макродефектов структуры на усталостное разрушение стали У8 с различным уровнем прочности 155
4.2.1. Образование усталостных трещин на макро дефектах структуры стали У8 после закалки и высокого отпуска 156
4.2.2. Образование усталостных трещин на макродефектах структуры стали У8 после закалки и среднего отпуска 164
4.3. Выводы 166
5. Управление дефектностью кристаллической структуры с позиций повышения конструктивной прочности металлических материалов 168
5.1. Влияние термической, термопластической и деформационной обработок на процессы накопления дефектов структуры на различных масштабных уровнях 169
5.2. Эффективность создания структуры с дефектами различного масштабного уровня. Рекомендации по созданию структуры с оптимальным уровнем дефектности 172
5.3. Возможные направления научных исследований в области изучения усталостного разрушения 176
5.4. Практическое применение методов определения циклической трещиностойкости 179
5.5. Выводы 181
Основные результаты и выводы 182
Список литературы 186
Приложение
- Эволюция дислокационной структуры металлических материалов при циклическом нагружении
- Методы термического, термопластического и деформационного упрочнения
- Влияние количества мезодефектов структуры на показатели циклической трещиностойкости и прочности углеродистых сталей
- Формирование дефектной структуры технического железа около поверхности усталостного излома
Введение к работе
В настоящее время в связи с объективной необходимостью роста научно-технического и промышленного потенциала страны важное значение имеют повышение надежности и долговечности и снижение металлоемкости деталей машин, механизмов и конструкций. Одним из основных факторов, определяющих продолжительность эксплуатации промышленных конструкций и аппаратов, является сопротивление материала усталостному разрушению, так как подавляющее большинство деталей машин, транспортных и других конструкций в процессе эксплуатации испытывает воздействие циклических нагрузок.
Сложность и многоплановость проблемы усталостного разрушения материалов, которое изучают уже более 150 лет, обусловлена большим количеством факторов, влияющих на показатели циклической прочности, надежности и долговечности. Основными из них являются: структура материала и технологии изготовления изделий из него; конструкция деталей; параметры циклического нагружения; среда эксплуатации. Кроме того, немаловажное значение имеют геометрические размеры, качество подготовки поверхности, концентраторы напряжений, вид напряженного состояния, стесненность пластической деформации при контакте с другими деталями. Все это усложняется статистическим разбросом характеристик циклической прочности, трещи-ностойкости и долговечности, который обусловлен флуктуационной (статистической) природой разрушения.
Одним из главных факторов, влияющих на циклическую трещиностой-кость, является структура материалов. Реальная структура материалов является дефектной и содержит несовершенства кристаллического строения разного масштаба. Количество дефектов на микро-, мезо- и макроуровне различно и зависит от исходной обработки: при увеличении, например, степени деформации меняются дислокационно-дисклинационные мезоструктуры. Таким образом, можно говорить, что циклическая трещиностойкость матери а-
7 лов определяется именно параметрами дефектов структуры (тип, количество, морфология).
Изучение общих закономерностей процесса усталости важно с многих точек зрения. Оно позволяет совершенствовать структуру материала для достижения более высокой трещиностойкости при усталости, дает возможность классифицировать материалы по уровню трещиностойкости, создавать модели для количественного описания процессов накопления структурных повреждений.
Изучение усталости как совокупности, процессов генезиса и эволюции микро-, мезо- и макродефектов кристаллического строения с применением современных физических методов исследования и математического описания внутреннего строения материалов является шагом к созданию общей теории усталостного разрушения металлов и сплавов.
Эволюция дислокационной структуры металлических материалов при циклическом нагружении
Изучению проблемы эволюции дислокационной структуры металлических материалов при циклическом нагружении посвящено значительное количество работ [42-61]. В настоящее время принято рассматривать эту проблему с тех позиций, что усталостному разрушению (впрочем, как и любому другому) свойственна определенная стадийность [42, 62-64]. Это связано с тем, что в процессе усталости происходит постепенное накопление дефектов кристаллической решетки и, как следствие этого, постепенное развитие усталостных повреждений. Именно поэтому усталости присуща стадийность процесса, характеризующаяся определенными структурными изменениями.
В.Ф. Терентьев [65] процесс усталостного разрушения разделяет на стадию зарождения трещины и стадию распространения трещины; таким образом, все процессы структурной эволюции, предшествующие и подготавливающие образование трещин, входят в стадию зарождения трещины.
Подобной точки зрения придерживается и Форсайт [66]. Усталостные процессы локализуются в поверхностных слоях с образованием полос скольжения, в которых образуются кристаллографически ориентированные сдвиговые трещины. Кристаллографический рост поверхностных трещин происходит в пределах размеров одного зерна, после чего происходит отклонение фронта трещины от плоскости максимальных сдвиговых напряжений. Дальнейший рост усталостной трещины идет в плоскости действия максимальных растягивающих напряжений.
B.C. Иванова [42, 67] на основании изменения физических свойств металлических материалов процесс усталостного разрушения разделяет на 4 периода: I - инкубационный период, связанный с накоплением искажений кристаллической решетки; II - период разрыхления структуры, связанный с образованием в структуре субмикротрещин; III - период роста и объединения субмикротрещин до трещины критической длины; IV — период нестабильно-. го роста трещины, оканчивающийся разрушением детали или образца.
Обобщенная диаграмма усталостного разрушения, характерная для многоцикловой усталости пластичных металлов и сплавов, была разработана B.C. Ивановой [67]. С учетом результатов работ [68, 69] данная диаграмма получила развитие в работе [42] (рис. 1.4). В координатах a—lg JV диаграмма отражает зависимость долговечности образца от величины приложенного циклического напряжения.
В инкубационный период усталости в структуре металлических материалов происходят изменения, результатом которых является образование усталостных субмикротрещин длиной 1 ...3 мкм.
Согласно исследованиям [70], инкубационный период в общем случае состоит из стадий микротекучести, текучести и упрочнения (разупрочнения). Если первая и третья стадии инкубационного периода наблюдаются всегда, то вторая стадия наблюдается у металлов и сплавов с физическим пределом текучести. Таким образом, стадия циклической текучести наиболее часто наблюдается у пластичных металлических материалов после отжига.
Склонность металлических материалов к упрочнению либо разупрочнению на третьей стадии инкубационного периода определяется отношением пределов прочности и текучести [44, 71-74]. При Оь/сго,2 ,2 происходит разупрочнение материала при циклическом нагружении, а при at/aoj =1,4...1,6 и выше наблюдается упрочнение. Если 1,2 CTt/CTo,2 ! А может наблюдаться Рис. 1.4. Диаграмма усталостного разрушения [42]. I - инкубационный период; II - период зарождения трещин; III - период распространения трещин; IV - период долома; 1 - линия начала макроскопического течения; 2 - линия окончания макроскопического течения; 3 - линия начала образования субмикроскопических трещин; 4 - линия необратимой повреждаемости (линия Френча); 5 - линия начала катастрофического разрушения (долома); 6 - кривая Велера; 7 - линия стабилизации усталостных повреждений; aR - предел выносливости; а т -циклический предел текучести как слабое упрочнение, так и незначительное разупрочнение в процессе циклического нагружения. Таким образом, в первом случае материал является циклически разупрочняющимся, во втором — циклически упрочняющимся, в третьем - циклически стабильным.
По данным электронномикроскопических исследований авторов [75], выполненных на низкоуглеродистой стали, на стадии циклической микротекучести по всему объему материала протекает микропластическая деформация, связанная с увеличением плотности дислокаций по границам зерен, генерированием отдельных дислокаций стенками субграниц, а также образованием дислокаций в перлитной структуре по границам феррит-цементит. В наиболее благоприятно ориентированных зернах могут генерироваться полосы скольжения.
В инкубационном периоде интенсивность микропластической деформации в поверхностных слоях металлических материалов выше, чем во внутренних. Авторы [75] на основании данных рентгеноструктурного анализа и результатов по определению плотности дислокаций выявили, что поверхностные слои металла порядка размера зерна на стадии циклической микротекучести претерпевают пластическую деформацию, превышающую деформацию внутренних объемов.
Продолжительность стадии микротекучести составляет от 100 до 1000 циклов при напряжении, равном пределу усталости crR. При напряжениях цикла, значительно превышающих CR, стадия микротекучести завершается за время вывода усталостной машины на заданную величину нагрузки [65].
По мнению В.М. Горицкого [78], изучавшего развитие усталостной повреждаемости на армко- и техническом железе в условиях растяжения-сжатия, уже на ранних стадиях циклического деформирования в полуциклах разгрузки в поверхностных слоях образца возникают остаточные напряжения сжатия. Таким образом, в поверхностных слоях (в отличие от внутренних) характер изменения приложенной нагрузки является асимметричным с некоторой сжимающей компонентой напряжения, поэтому общая амплитуда напряжений вблизи поверхности больше, чем во внутренних слоях.
По мнению B.C. Ивановой [48], эффект более высокой плотности дислокаций в приповерхностных слоях и раннего формирования в них ячеистых структур обусловлен высокоэффективным обменом поверхностных слоев энергией и веществом с окружающей средой из-за различной подвижности винтовых и краевых дислокаций.
По мнению X. Муграби [79], различия в плотности дислокаций на поверхности ив глубине металла обусловлены преимущественным протеканием вторичного скольжения в поверхностных слоях, что вызвано торможением краевых дислокаций, возникающих у поверхности.
Стадия циклической текучести наблюдается у металлических материалов, имеющих физический предел текучести, и связана с прохождением фронта Людерса-Чернова в условиях циклического деформирования. Начало второй стадии зарождения трещин у ОЦК металлов связано с макроскопической негомогенной текучестью [80]. В.Ф. Терентьев и К. Хольсте [80] обнаружили макроскопическую неоднородность циклической пластической деформации, когда основные процессы изменения дислокационной структуры и повреждаемости сосредоточиваются в усталостных зонах локальной деформации. По данным авторов [80], в процессе циклического пластического деформирования вовлекаются все структурные уровни деформации, при этом резко возрастает роль ротационной пластичности.
При циклических испытаниях с постоянной амплитудой деформации пластичных металлов фиксируется раскрытие петли гистерезиса и снижение действующего напряжения та [65]. Таким образом, стадия циклической текучести связана с макроскопическим разупрочнением объема материала.
Методы термического, термопластического и деформационного упрочнения
В соответствии с задачами, поставленными в работе, исследуемые материалы подвергались различным видам термического и термопластического упрочнения.
Аустенитизацию образцов толщиной 3...10 мм проводили в лабораторных электрических печах шахтного (СШОЛ-1.1,6/12) и камерного (СНОЛ-1,6.2,5.1/11-ИЗ) типа. Время нахождения образцов в печи было достаточным для равномерного прогрева и составляло 10.. .20 мин. Закалку сталей осуществляли в индустриальном масле и холодной воде (18...20 С). Отпуск образцов проводили в камерных печах типа СНОЛ-1,6.2,5.1/11-ИЗ в течение 1,5...2 часов.
Температуру в электропечах контролировали хромель-алюмелевыми термопарами. Для управления температурой использовали системы регулирования, содержащие контрольные следящие приборы типа КСП-4.
При выполнении диссертационной работы проведению структурных исследований уделялось особое внимание, поскольку данные этих исследований позволяют объяснить особенности процессов пластического течения и разрушения сталей в различных условиях внешнего нагружения и разработать практические рекомендации по оптимальному управлению структурой материалов путем целенаправленного изменения термического и термопластического упрочнения. Цели и задачи диссертационной работы предполагали глубокий анализ структуры исследуемых сталей на разных масштабных уровнях. В этой связи в качестве методов структурных исследований использовали световую микроскопию, а также просвечивающую и растровую электронную микроскопию.
Для проведения металлографических исследований использовали световые микроскопы типа МИМ-8М, NU2E. Металлографические исследования проводились в диапазоне увеличений от х40 до ХІ500 с использованием метода светлопольного (вертикального) освещения. Объектами исследования служили металлографические шлифы, приготовленные по стандартным методикам, включающим такие операции, как механическое шлифование, механическое или электрохимическое полирование, химическое или электрохимическое травление.
Химические травители приготавливали смешиванием различных реактивов, используя рекомендации [173-176]. Для выявления в исследуемых сталях методом химического травления структуры перлита использовали трехпроцентный раствор азотной кислоты в этиловом спирте, насыщенный раствор пикриновой кислоты в этиловом спирте, а также смеси этих растворов (в равных частях). Травление шлифов осуществляли тампоном или окунанием в емкость с травителем. Для выявления структуры феррита наиболее эффективным оказался слабый водный раствор хлорного железа. Травление феррита выполнялось в течение нескольких секунд методом окунания шлифа в емкость с травителем.
Размер зерен определяли в соответствии с ГОСТ 5639 [177] методом сравнения с эталонными шкалами и методом подсчета зерен. При определении объемной доли составляющих фаз сплава использовали метод случайных точек [178]. Точечный метод заключается в случайном передвижении шлифа в поле зрения микроскопа, причем в каждом новом положении шлифа фиксируется, какая именно из структурных составляющих находится в точке пе 59 рекрестия окуляра с крестом нитей. Данный метод применим для оценки высокодисперсных структур с достаточной точностью и достоверностью результатов.
Для исследования влияния макродефектов структуры — неметаллических включений на образование и развитие микротрещин проводились усталостные испытания по схеме "трехточечного изгиба" на установке, схема которой представлена на рис. 2.2.
Установка состоит из следующих узлов: электродвигателя, вала, эксцентрикового устройства, нагружающего толкателя, устройства для закреп- ления образцов.
Вращение вала преобразуется эксцентриковым устройством в возвратно-поступательное движение вертикально расположенного толкателя. Эксцентриковое устройство — это втулка, выполненная с эксцентриситетом. Толкатель находится под действием возвратной пружины в постоянном контакте с эксцентриком. Усилие толкателя прикладывается по линии в середине испытываемого образца, концы которого крепятся шарнирно на двух опорах. . Прогиб образца замеряется индикатором часового типа. На установке может испытываться один образец с пульсирующим циклом нагружения частотой 350 об/мин и постоянной амплитудой деформации (жесткая схема нагружения).
Предварительная обработка образцов размером 3x10x60 мм (рис. 2.3) после различных вариантов термической обработки производилась на плоскошлифовальном станке. Образец зажимался в струбцину, и затем широкая грань образца обрабатывалась на полировальной машине с получением полированной поверхности по стандартной методике.
Металлографические исследования процессов зарождения и образования микротрещин у макродефектов структуры производились на микроскопе NU2E при увеличениях 100-960 раз с применением обычных и иммерсионных объективов в обыкновенном свете с применением желто-зеленого и голубого светофильтров.
В исследовании определялся тип трещинообразования у макродефектов структуры. Использование иммерсионных объективов позволило фиксировать образование субмикротрещин у макродефектов различных размеров.
Для удобства наблюдения за развитием трещин полированная поверхность образца была разделена на 5 зон шириной 3 мм каждая (рис. 2.3). Границы зон наносили остро заточенным металлическим предметом.
На каждый вариант термической обработки испытывалось 3-5 образцов. Рис. 2.3. Образец для исследования влияния макродефеїаов структуры на усталостное разрушение. 0,1,2, Г, 2 -зоны образца Просмотр поверхности производился через 5x103 циклов нагружения. Изучение полированной поверхности образцов позволило одновременно наблюдать макродефекты структуры и микроскопические признаки повреждаемости локальных объемов в процессе циклического деформирования.
Влияние количества мезодефектов структуры на показатели циклической трещиностойкости и прочности углеродистых сталей
Как следует из анализа табл. 1.1, структуры углеродистых сталей с мезодефектами кристаллического строения можно создавать тремя способами воздействия: термическим, термопластическим и деформационным. Дисло-кационно-дисклинационные построения создавали в сталях 20, ЗОХГСА и 45 методом холодной пластической деформации прокаткой на лабораторном прокатном стане. Применяли следующие степени обжатия: 0, 10, 25 и 40 %. Для создания субзеренных построений после пластической деформации 10 % применяли полигонизационный отжиг при температуре 550 С в течение 120 минут. Для насыщения субзеренной структуры свежими дислокациями после полигонизационного отжига образцы подвергали холодной деформации со степенью обжатия 15 %. Дислокационные структуры, сформированные при холодном пластическом деформировании и совместном действии холодной пластической деформации и последующего нагрева, изучались на примере модельного материала — технического железа. Образовавшиеся при таком воздействии дисло-кационно-дисклинационные построения показаны на рис. 3.7. В недеформи-рованной структуре сталей наблюдаются отдельные хаотично распределенные дислокации (рис. 3.7, а). При степени деформации 10 % наблюдаются два типа дислокационных построений: дислокационный лес с равномерным распределением большого количества дислокаций и клубковая структура (рис. 3.7, б, в). Объемные доли данных структур при этих значениях деформации примерно равны. Наличие в структуре клубковых построений говорит о начале самопроизвольно протекающего процесса перераспределения дислокационной плотности и взаимодействии дислокаций. Результатом подобного взаимодействия дислокаций является создание структуры, обладающей большей устойчивостью по сравнению с предыдущей структурой. При степени деформации 25 % формируется трехмерная ячеистая структура, для которой характерны широкие границы с высокой плотностью дислокаций в них и относительно свободные от дислокаций межграничные объемы металла (рис. 3.7, г). При степени деформации 40 % наблюдается полосовая структура, являющаяся типичным примером дисклинационных структур (рис. 3.7, д). В отличие от равноосной ячеистой полосовая структура представляет собой вытянутые объемы, ограниченные достаточно узкими стенками. В полосовой структуре наблюдается значительное количество дислокаций. Характерной особенностью полосовой структуры является наличие значительной разори-ентации, вносимой протяженными стенками.
При анализе результатов усталостных испытаний было выявлено существенное влияние характера дислокационных построений мезоскопического масштабного уровня на первый и второй участки К ДУР. Увеличение степени дефектности кристаллического строения мезоструктуры за счет дислокаци-онно-дисклинационных образований приводит к росту циклической трещи-ностойкости равновесной отожженной структуры всех сталей. Особенно это влияние заметно в области припороговой усталости, где рост AKth достигает 40-50 %. На среднеамплитудном участке, повышение циклической трещино-стойкости не так ощутимо: АК увеличивается на 12-25 %. Замедление роста
Сталь 45 0 580 475 14 45 786 733 10 39 910 850 8 38 1010 960 6 1% + отжиг 550 С 1час 747 502 14 7% + отжиг 550 С 1час + 15% 840 795 7 40 циклической трещиностоикости при увеличении количества мезодефектов структуры — дислокационно-дисклинационных построений выражается в повышении степенного показателя уравнения Пэриса п. Однако, несмотря даже на значительный рост п, структуры сталей с большим количеством мезодефектов кристаллического строения обладают более высокой трещиностойко-стью при циклическом нагружении.
Стали с полигональной структурой, созданной по режиму холодная деформация 10 % + отжиг при 550 С в течение 1 часа, обладают такой же циклической трещиностойкостью и меньшими значениями прочности по сравнению со структурой, деформированной на такую же степень деформации без последующего нагрева (рис. 3.9-3.11). Процессы разупрочнения по-лигонизованной структуры, очевидно, связаны с перестроением дислокационной структуры и частичной аннигиляцией дислокаций леса, активизируемыми при повышении температуры. Дополнительная пластическая деформация полигонизованной структуры повышает как параметры циклической трещиностоикости, так и прочность. Таким образом, можно заключить, что эффективными дислокационными барьерами, способствующими одновременному повышению как циклической трещиностоикости, так и статической прочности, являются структуры, формирующиеся при холодной деформации.
В результате пластической деформации происходит увеличение степени дефектности мезоструктуры, выражающееся в уменьшении значений параметров дислокационно-дисклинационной структуры Хиб. Как следует из рис. 3.12, при уменьшении значений параметров X и 8 происходит значительное повышение пороговой циклической трещиностоикости. Вероятно, увеличение числа дислокационных барьеров способствует торможению усталостной трещины.
Формирование дефектной структуры технического железа около поверхности усталостного излома
Для циклического нагружения образцов была выбрана схема трехточечного изгиба с постоянной амплитудой деформации. Подобная схема нагружения позволила использовать образцы толщиной до 6 мм с различным структурным состоянием и уровнем прочности. Большая толщина образцов являлась необходимым условием качественного и методически воспроизводимого приготовления объектов для просвечивающей электронной микроскопии.
При циклических испытаниях величина деформации образца Д1 составляла 1,0 мм. Разрушение образцов происходило за (4...7)х104 циклов.
Анализ электронных микрофотографий показал, что в результате циклического нагружения отожженного технического железа под поверхностью трещины формируется сложная дислокационно-дисклинационная структура. Характер образующейся структуры зависит от расстояния до поверхности разрушения. На большом расстоянии от усталостной трещины (больше 5000 мкм) дислокационная структура соответствует исходному отожженному состоянию и представляет собой хаотично распределенные в объеме фольги дислокации (рис. 4.1, а). Плотность дислокаций р исходной структуры составляет 107 см 2 (рис. 4.2). По мере уменьшения расстояния до поверхности разрушения формируется структура дислокационного леса, где дислокации также хаотично распределены, но их плотность возрастает до 10 -5x10 см (рис. 4.1, б). На расстоянии -500-1000 мкм от поверхности усталостной трещины плотность дислокаций достигает критического значения, при котором сила взаимодействия дислокаций друг с другом становится соизмеримой с силой внешнего воздействия. При этом происходит перераспределение дислокационной плотности, и формируются дислокационные клубки (рис. 4.1, в). Величина интегральной плотности дислокаций роб меняется незначительно, однако в локальных участках рлок возрастает до 1010 см"2 за счет перераспределения дислокаций. Иногда на фоне относительно однородного распределения дислокаций наблюдаются широкие дислокационные субграницы кручения (рис. 4.1, г).
На расстоянии менее 300-500 мкм от поверхности усталостного разрушения формируются ячеистые структуры с тонкими стенками. Размер ячеек составляет 1,2-1,5 мкм (рис. 4.1, д). Границы подобных ячеек состоят из малого количества дислокаций, и могут быть как замкнутыми, так и незамкнутыми. Однако количество замкнутых ячеек возрастает с уменьшением расстояния до поверхности усталостного разрушения. Разориентация ячеек достигает 5-10 . Количество дислокаций в объеме ячеек различается, однако наблюдается четко выраженная тенденция к выметанию дислокаций в границы ячеек при уменьшении расстояния до поверхности разрушения. Плотность дислокаций р втакой структуре составляет 2х10,0-4х1011 см 2 (рис. 4.2).
При дальнейшем уменьшении расстояния до поверхности усталостного разрушения начинают формироваться дисклинационные структуры (рис. АЛ, е). Наличие дипольных и мультипольных конфигураций в структуре говорит движении структурных элементов по схеме "сдвиг+поворот"; при этом одни микрообъемы поворачиваются относительно других. Об этом свидетельствуют как электронограммы от приповерхностных объемов, так и дифракционный контраст на электронных изображениях. Ширина диполей составляет 0,5-1,0 мкм, а величина разориентации достигает нескольких градусов. Часто в междисклинационном объеме наблюдаются ориентированные под прямым углом к дисклинациям отдельные дислокации.
Непосредственно у поверхности разрушения структура имеет фрагмен-тированный характер (рис. 4.1, ж, з). Фрагментация междисклинационных объемов происходит при достижении критической плотности дислокаций, когда ограниченные дисклинационными стенками дислокации начинают взаимодействовать друг с другом. Размер фрагментов составляет 0,2-1 мкм и уменьшается по мере приближения к поверхности усталостной трещины. Фрагменты могут иметь слегка размытые границы, однако чаще наблюдаются фрагменты с узкими четко очерченными границами. Границы фрагментов являются замкнутыми. Внутри фрагментов наблюдается некоторое количество дислокаций. Интегральная плотность дислокаций роб достигает 1012 см"2. Авторы [132] полагают, что наличие свободных дислокаций в объеме фрагментов является следствием релаксационных процессов, протекающих позади вершины усталостной трещины.
Анализ количественных параметров дислокационно-дисклинационных структур показал, что по мере уменьшения расстояния до поверхности усталостного разрушения наблюдается тенденция к повышению степени дефектности формирующейся мезоструктуры (рис. 4.3). Если в клубковой структуре расстояние между скоплениями X составляет 1-5 мкм, а диаметр ячеек составляет 0,8-1,2 мкм, то расстояние между стенками в дисклинационной структуре не превышает 0,5 мкм. Средний размер фрагментов А. также составляет 0,5 мкм. Таким образом, расстояние между стенками дисклинационной структуры X на расстоянии 25-100 мкм от поверхности усталостного излома практически не изменяется.
Наряду с повышением дисперсности параметров дислокационно-дис-клинационной структуры при уменьшении R происходит увеличение удельной поверхности дислокационных границ $лг (рис, 4.3). В полулогарифмических координатах зависимость SAT от R является линейной. Повышение 8ДГ от 1850 до 2650 мм 1 при одинаковом значении X и слабо меняющемся значении 5 обусловлено образованием поперечных дислокационных стенок в дискли-национной структуре.
