Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Основные положения механики и физики разрушения и результаты исследований влияния водорода на прочность металлов 12
1. Основные положения макро- и микроскопических теорий квазихрупкого разрушения 15
1.1. Основные положения линейной механики разрушения 17
1.2. Некоторые результаты изучения структуры концевой зоны трещины и процесса локального разрушения 20
1.2.1. Исследования строения концевой зоны трещины 20
1.2.2. Микромеханические модели локального разрушения 25
2. Экспериментальные данные и теоретические представления о разрушении металлов в условиях во дородного охрупчивания 27
2.1. Феноменологические закономерности разрушения металлов при воздействии водорода 27
2.2. Процессы переноса водорода в системе металл-среда 39
2.3. Теоретические модели обусловленного водородом роста макротрещин в металлах 40
2.4. О механизмах влияния водорода на разрушение металлов 42
3. Применение критериев и методов механики разрушения для оценки прочности и долговечности элементов конструкций 43
Глава 2. Модель механизма обусловленного водородом разрушения металлов и критерий локальной неустойчивости материала у фронта макроскопической трещины 46
4. Исходные предпосылки и общие положения модели обусловленного водородом роста магистральных трещин в металлах 49
4.1. О влиянии водорода на способ распространения макротрещин 49
4.2. Общие положения теоретической модели роста магистральных трещин в металлах при воздействии водородсодержащих сред 53
5. Модель микроразрушения в вершине заблокированного плоского скопления краевых дислокаций 58
5.1. Комбинированная дискретно-континуальная модель заблокированного скопления краевых дислокаций 59
5.1.1. Определяющие уравнения модели скопления 61
5.1.2. Конфигурация хвостовой части заторможенного скопления 65
5.2. Зарождение микротрещины посредством объединения головных дислокаций скопления 67
5.3. Рост микротрещины как результат ее взаимодействия с дислокационным скоплением 80
5.4. Сравнение условий зарождения и роста дислокационных микротрещин 86
6. Теоретический анализ механизма влияния водорода на разрушение металлов 90
6.1. Микроскопическая модель механизма влияния водорода на разрушение деформированных металлов 94
6.1.1. Стадия зарождения микротрещин в зоне процесса разрушения 94
6.1.2. О стадии распространения микротрещины в процессе обусловленного водородом разрушения металлов 96
7. Макроскопические критериальные условия разрушения металлов при воздействии водорода 104
7.1. Макроскопические условия разрушения в точке 104
7.2. Критерий локальной неустойчивости материала у фронта макротрещины 113
Глава 3. Накопление водорода в зоне процесса разрушения у фронта макротрещины 122
8. Формулировка математической задачи о накоплении водорода в потенциальном очаге разрушения 122
9. Диффузия водорода в окрестности вершины трещины в деформированном металле 125
9.1. Приближенная постановка задачи о диффузии в поле напряжений у фронта макротрещины 126
9.2. Распределение диффундирующего водорода у фронта макротрещины 128
9.2.1. Решение для малых значений времени 128
9.2.2. Вычисление концентрации водорода для любых значений времени 129
Глава 4. Кинетика обусловленного водородом роста магистральной трещины 135
10. Уравнения кинетики роста макротрещины 135
11. Сравнение теоретической модели роста магистральных трещин с данными экспериментов 143
Глава 5. Ресурс длительной прочности при эксплуатации в среде водорода элементов конструкций, моделируемых областями с круговыми границами 155
12. Определение коэффициентов интенсивности напряжений для трещин, выходящих из отверстий в концентрическом кольце 156
13. Методика расчета долговечности элементов машин по стадии обусловленного водородом до критического роста трещин 168
Основные Результаты И Выводы Работы 182
Список Литературы 185
Приложения
- Экспериментальные данные и теоретические представления о разрушении металлов в условиях во дородного охрупчивания
- Модель микроразрушения в вершине заблокированного плоского скопления краевых дислокаций
- Диффузия водорода в окрестности вершины трещины в деформированном металле
- Сравнение теоретической модели роста магистральных трещин с данными экспериментов
Экспериментальные данные и теоретические представления о разрушении металлов в условиях во дородного охрупчивания
В перечисленных выше работах систематизированы многочисленные опытные данные и выделен ряд закономерностей поведения материалов в условиях водородного охрупчивания. К важнейшим из них относятся следующие: I). С увеличением интенсивности воздействия водорода на металлы (т.е. с повышением концентрации водорода, введенного в металл до механических испытаний, осуществлением испытаний при более жестких режимах электролитического наводороживания или большем давлении газообразного водорода и т.п.) происходит ухудшение их механических характеристик - предела прочности О , истинного сопротивления разрыву бц у , относительного сужения при разрыве , параметров трещиностойкости и др. Из перечисленных наибольшую чувствительность к водороду обнаруживают параметры трещиностойкости и характеристика пластичности ( . Ей присуще весьма резкое убывание при увеличении концентрации водорода в образце до определенной величины, по достижении которой обычно наблюдается некоторая стабилизация пластичности (см. рис. 1.3). 2). Эффект воздействия водорода возрастает при уменьшении скорости деформирования образцов; при этом можно предположить наличие асимптотических значений механических характеристик (в частности, (fJ ) в направлении уменьшения скорости деформации. Это явление связано с отставанием существенных для охруп-чивания водородом процессов его доставки в зоны и очаги разрушения от процесса деформирования и создания "состояния предраз-рушения". Указанные асимптотические значения соответствуют соблюдению равновесия между двумя названными определяющими факторами процесса охрупчивания (соблюдению квазиравновесности процесса). 3). Максимальное охрупчивание металлов водородом наблюдается в температурном интервале примерно от 170 до 370 К. 4). Явлениям разрушения металлов при воздействии водорода свойственна существенная зависимость от времени (замедленное или задержанное разрушение), что связывается с ролью процессов переноса в системе металл-водород.
Последний из перечисленных эффектов оказывается фактором определяющего значения при рассмотрении обусловленного водоро дом роста трещин в металлах. Общепринятое представление о его природе состоит в том [5,26,40,46,61,74,232] , что для осуще ствления акта разрушения металла при данном напряженно-дефор мированном состоянии (или значении коэффициента интенсивности напряжений) в потенциальной зоне разрушения необходимо наличие определенного количества водорода, которого может не оказаться там к моменту формирования "состояния предразрушения", но кото рое может быть накоплено по истечении некоторого времени в про цессе установления равновесия в системе деформированный металл- водород. Соответственно, рассматриваемое в работе явление роста трещин будет существенно отличаться от квазихрупкого разрушения при обычных условиях, когда имеют место две практически смежные области состояний трещины - нераспространяющейся при Кт Кт„ или распространяющейся неустойчиво при , а закон mL mm С развития трещины (1.2) представляется просто ступенчатой функцией скачка при Kj = fcjg В случае воздействия водорода функционал (1.2) будет существенно зависеть не только от свойств материала, но и от особенностей процессов переноса (доставки) водорода в очаги будущего разрушения, присущих данной системе металл-водород. При этом он будет отражать наличие между указан-ными двумя значительной третьей области Kj// Кт К докритического роста трещины, контролируемого процессами переноса водорода (здесь АІ. , - пороговое значение коэффициента интенсивности напряжений, ниже которого при заданных физико- химических параметрах системы достаточные условия роста трещины не могут быть выполнены; Лг, - характеристика предельной трещиностойкости материала при данных условиях взаимодействия с водородом). Таким образом, применительно к обусловленному водородом росту трещин "концепция Kfc " [72, 78, 106, 108, 158 J и опирающиеся на нее подходы и методы механики разрушения оказываются не вполне адекватньми.
В частности, это относится к стандартной процедуре [64 J испытаний на статическую трещиностойкость, которая неоднократно использовалась [23, 48, 71J как чувствительный способ оценки стойкости металлов против действия водорода. Так, на примере выполненных на воздухе и в газообразном водороде сравнительных испытаний на кратковременную трещиностойкость и сопутствующего фрактографического анализа [71J , типичные результаты которых схематически приведены на рис. 1.4, можно показать, что определяемый в соответствии со стандартньми рекомен-дациями [64J "критический" параметр /С- не обладает необходимым для характеристики материала свойством инвариантности. Действительно, при испытаниях образцов с предварительно созданной усталостной трещиной (ПУТ) в среде водорода при более хрупком микромеханизме разрушения диаграмма "нагрузка Р - раскрытие трещины Л " становится нелинейной. Обрабатывая эту диаграмму по рекомендуемому [64] методу 5 -ной секущей, а фактически 2 -ного прироста трещины начальной длины С0 » устанавли-вается величина А , которая, оказьюается, зависит не только от условий нагружения (скорости изменения коэффициента интенсивности напряжений Кт ), средней скорости VCp субкритического роста трещины (СРТ) на участке от ьа до "Дь (см. рис. 1.4), но и от величины расчетного прироста трещины
Модель микроразрушения в вершине заблокированного плоского скопления краевых дислокаций
В качестве основы для дальнейшего развития представлений о механизме влияния водорода на разрушение примем концепцию, начало которой было положено А.В.Степановым [9?] и разработка которой в значительной мере определила содержание дальнейших исследований в области физики разрушения (работы [I, 12, 15-18, 20, 21, 91, I00J и многие другие).
Будем исходить из того, что в реальном поликристаллическом материале пластическая деформация является непременной подготовительной стадией всякого разрушения, в том числе и хрупкого. Существенная роль здесь отводится локальным перенапряжениям, порождаемым неоднородностью пластической деформации. При этом зарождение и начальная стадия разрушения связаны с взаимодействием избыточных одноименных дислокаций в заторможенных скоплениях. 0 правомерности распространения этой концепции на обусловленное водородом разрушение металлов свидетельствуют многие результаты экспериментальных исследований, согласно которым локализация пластичности металлов непосредственно отражается на их чувствительности к воздействию водорода, а имеющие место весьма хрупкие морфологические типы разрушения при более детальном рассмотрении оказываются всегда связанными с локализованными вспышками пластической деформации 29, 225, 22б].
Для изучения таких явлений и, в частности, исследования факторов, контролирующих взаимоотношение между вязкостью и хрупкостью разрушения, в свете проблемы распространения макротрещин необходим анализ структуры скоплений дислокаций и условий их эволюции в полях внешних напряжений, сопровождающейся объединением одноименных дислокаций в дислокационные трещины.
На стадии предварительного пластического деформирования металла вследствие его гетерогенности и незавершенности сдвигов в тех или иных системах скольжения отдельных кристаллитов как в обьеме зерен, так и у границ раздела создаются заторможенные дислокационные скопления различного строения (типа рассмотренных А.Стро, А.Коттреллом и т.п. [16, іоф. В качестве модели таких дислокационных образований, учитывающей их существенные качества, рассмотрим скопление в общей плоскости скольжения 1/-0 краевых дислокаций с векторами Бюргерса о , прижатое в точке и к непрознач-ному барьеру, который совместим с расположением плоскости ожидаемого скола Г- (см. рис. 2.2). Непосредственным физическим прообразом такой схемы является предвестник зернограничного разрушения в голове линии скольжения, упирающейся во внутреннюю границу раздела в сплаве. Действующие на скопление касательное напряжение и нормальное к плоскости скола напряжение 6 определяются макроскопическим напряженным состоянием элемента тела, содержащего рассматриваемый обьект.
Посредством прямых многоатомных расчетов, в частности, для ОЦК-решетки железа показано, что полость с невзаимодействующими берегами - дислокационная микротрещина - существует уже в ядре сверхдислокации, образованной слиянием двух решеточных дислокаций [2]. Таким образом, критическим актом, определяющим зарождение микротрещины можно считать объединение двух ведущих дислокаций рассматриваемого нами скопления. Имеющийся опыт изучения взаимодействия дислокаций между собой и с дислокационной трещиной в голове скопления [12, 18, 19J указывает на то, что для корректного исследования зарождения разрушения важное значение имеет учет как структуры ядра дислокации, так и дискретности головной части скопления.
Согласно имеющимся расчетам строения дислокаций в рамках дискретных атомных моделей, в ОЦК-металлах ядра дислокаций определенных кристаллографических ориентации раскрываются преимущественно в плоскости, нормальной к плоскости скольжения[25, 212]. Также показано, что при сближении дислокаций более общего типа происходит перестройка их ядер в сторону перехода их к раскрытию предпочтительно в плоскости, продолжающей экстраллоскость дислока ции [12]. Приняв это во внимание, модель заблокированного скопления представим следующим образом, используя элементы развитых в работах [12, 18, 19 ] подходов к анализу дислокационных проблем.
Выделим из рассматриваемого скопления, состоящего из 7Ъ дислокаций с суммарным вектором Бюргерса 3=7 6, две ведущих дислокации с векторами Бгоргерса & и В » , а оставшуюся часть скопления с суммарным вектором Бюргерса B s 3 (3+3 будем рассматривать континуально (см.рис. 2.2). Далее этими же символами будем обозначать само скопление и его элементы.
Диффузия водорода в окрестности вершины трещины в деформированном металле
С точки зрения дальнейшего развития количественной теорети- ческой модели роста трещин в металлах при действии на них водороде о держащих сред интерес представляет определение концентрации диффундирующего водорода в металле на расстояниях от кончика трещины, сравнимых с величиной ее раскрытия в вершине. Сказанное позволяет при рассмотрении диффузии водорода в зоне предразруше-ния ограничиться анализом задачи в одномерном приближении. Характер изменения гидростатической компоненты б поля напряжений на продолжении трещины в упругопластическом материале, построенный по данным работы [і84], показан на рис. 1.2.
Нетрудно убедиться, что при j, ZЯ величина градиента гидростатического напряжения примерно на порядок меньше его средней величины на участке О Х Я . Учитывая это и повторяя использованный ранее в 7, п. 7.2 прием, аппроксимируем изменение гидростатического напряжения на продолжении трещины кусочно-линейной зависимостью где Теперь из исходного уравнения диффузии в поле напряжений (1.7) для определения концентрации во дорода С[Xj ) t) в одномерном приближении получаем уравне ние с кусочно-непрерывными коэффициентами непрерывности потока и концентрации водоро- Заметим, что такая постановка задачи устраняет ряд недостатков предпринятых ранее (см. обзор [б] и 2, п. 2.3) попыток анализа этого вопроса. Что касается работы [101], где дается схожая постановка задачи о диффузии, то в ней не учитывается отличие законов распределения гидростатического напряжения при Жръ и при tj tCfo . С этим связана дополнительная погрешность постановки задачи, роль которой будет увеличиваться по мере возрастания времени диффузии, причем тем более, чем дальше будет находиться рассматриваемая точка от поверхности металла.
В данной работе этот источник погрешности устраняется. Дальнейший анализ математической задачи (3.2) - (3.5) будем проводить в безразмерных переменных Применяя к соотношениям (3.2) - (3.4) преобразование Лапласа по безразмерному времени с учетом условия (3.5), разрешая полученное обыкновенное дифференциальное уравнение относительно изображения Лапласа (JltP) от функции ()[, у при соответствующих условиях, найдем где P - параметр преобразования Лапласа, У= J+fj? J)fiU-j?) Таким образом, определение концентрации водорода (jf &) сводится к вычислению оригинала преобразования Лапласа по известному изображению (3.7). 9.2. Распределение диффундирующего водорода у фронта макротрещины. Нахождение функции (ff / посредством вычисления обратного преобразования Лапласа J-[P) ( 2Jtt) J/0 )& Р ( &? контур Бромвича [ЗЗ]) затруднительно. Далее построение оригиналов по известным изображениям будет осуществляться приближенно, при этом изложение будет в большой мере следовать материалам работ [7, 74, 104J.
Сравнение теоретической модели роста магистральных трещин с данными экспериментов
Выведенные в предыдущем параграфе определяющие уравнения кинетики роста магистральных трещин являются достаточно строгим следствием сформулированных в 4, п. 4.2 качественных положений о природе явления и развитых в соответствии с ними дислокационно-декогезионной модели механизма влияния водорода на разрушение и математического описания накопления водорода в зоне разрушения. Названные уравнения устанавливают взаимосвязь характеризующих процесс макроскопических величин, непосредственно определяемых из опыта, что открывает едва ли не единственный путь проверки адекватности предложенной модели роста макротрещин в совокупности ее составных частей. Сначала обратимся к анализу соответствия расчетных результатов модели экспериментально наблюдаемым [ 132, 153, 154, 165, 201, 210, 211, 23б] выраженным особенностям зависимости от температуры испытания Т и давления /J. водорода (водородсодер-жащей среды) характерного параметра процесса распространения трещины - скорости ее роста у,- соответствующей второму участку ("плато") кинетической диаграммы (рис. 1.5). Характерные черты названных опытных зависимостей показаны на рис. 1.6 - 1.8 (точки и пунктирные линии). Класс рассматриваемых материалов по-прежнему ограничиваем прочными сталями. Зависимость величины Vjf от температуры и давления будем исследовать, зафиксировав в определяющих уравнениях кинетики рос та трещин значение Л j К- , заведомо относящееся ко второ му участку кинетической диаграммы во всем представляющем интерес температурном интервале примерно от 200 до 400 К. Анализ пока І/ ограничим случаем, когда при заданной величине Ar остаются фиксированными также значения . ГЛ и Ак А » что присуще предельным случаям - критериям локального разрушения силового или деформационного типа.
При этом кинетика роста трещин будет описываться одним из приведенных в 10 соответствующих уравнений, которые здесь для сохранения общности анализа вне зависимости от особенностей каждого из вариантов будут рассматриваться в едином представлении (4.1). Учитывая опытный факт, что для зависимости Vj.[/9I ) характерно изменение скорости роста трещины в области промежуточных и малых значений, ограничимся рассмотрением поведения функции l(f,%) при больших и . Из выражения (3.13) с помощью неравенства можно установить, что при не слишком малых Ъ изменение функции мї?) определяется первым слагаемым в квадратных скобках указанной формулы (3.13). Исследованным экспериментально сталям присущи следующие значения параметров (по порядку величины): 2 КГ10 м /с [42, 126, I28J, Ц7 Ю-5 м/с, / "КГ5 м [132, 165, 201, 21 jj. Соответственно, y/feY?)--ССсу\//(Лу])дІ)І Для таких значений аргумента функция Ct/Of j удовлетворительно аппроксимируется линейным соотношением 96 J и оказывается возможным использование приближенного выражения что существенно упрощает уравнение (4.1) и последующий анализ. Что касается зависимости от параметров внешних условий ве личин, входящих в уравнение (4.1), то для коэффициента диффузии эта зависимость описывается общепринятым соотношением [26] Э-D03&P[ Ёр/(л Tj] , где Еуу - измеряемая энергия активации диффузии в несовершенном кристалле. Концентрацию водорода С5 в поверхности раздела металл - газ отождествим с измеряемой растворимостью его в металле при заданном структурном и напряженном состоянии последнего и с использованием закона Сивертса представим в виде [26, I5l] где Ar/sao - эффективная теплота абсорбции водорода металлом, а Л1 имеет смысл атермической составляющей эффективного коэффициента Сивертса. Для выявления температурной зависимости величины ССр при фиксированном напряженно-деформированном состоянии в точке обращаемся к ключевому положению дислокационно-деко-гезионной модели разрушения, согласно которому предельно-равно- , весное состояние микрообьема тела контролируется критическим значением количества водорода в ядре дислокационного зародыша разру-шения /1 . Будем полагать, что аналогично другим характеристикам межатомного взаимодействия в металлах в рассматриваемом относительно узком температурном интервале декогезионный эффект водорода в решетке металла и, соответственно, параметр /И имеют атермический характер. Тогда температурная зависимость величины С как общего количества окклюдированного водорода в единице макрообьема металла будет определяться температурной зависимостью доли связанного с ядрами дислокаций водорода в отношении его общего количества в металле. Для сталей известно [26, 151], что при температуре J 4 400 К эффективная теплота абсорбции водорода контролируется его взаимодействием с дефектами строения металла и существенно отличается (вплоть до перемены знака) от истинной теплоты его растворения в регулярной ОЦК-решетке железа л// =28,6 кДж/моль [l5IJ. Приближенно величину А Маа определим из рассмотрения равновесия распределения водорода между ловушками и междоузлиями регулярной решетки в металле, предполагая наличие дефектов лишь дислокационного типа и основывая расчет на следующих исходных данных: радиус ядра дислокации /V z5 \ радиус области упругого взаимодействия атома водорода с дислокацией /V, & 30о [24] при максимальной энергии названного взаимодействия 20,2 кДж/моль [І5ІІ ; взаимодействие водорода с ядром описывается соотношением больцмановского типа А/ Сє , где энергию связи Ц, можно в среднем оценить величиной 40-50 кДж/моль [138, 139, 151, 171, 217] (корректность уравнения Больцмана при A/0 JATO/ /6Z, где параметр кристаллической решетки #- & , следует из мате риалов работы [149]).
