Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Трещинностойкость низкопрочных конструкционных сталей 9
1.1. Механические аспекты трещиностойкости 40
1.1.1 Силовые критерии разрушения 40
1.1.2. Деформационные критерии разрушения 47
1.1.3. Энергетические критерии разрушения 2.3
1.2. Структурные аспекты трещиностойкости 33
1.2..1. Влияние структурных и металлургиче ских факторов 33
1.2.2 Взаимосвязь вязкости разрушения и прочностных свойств сталей 43
Глава 2. Методика исследования 43
2.1. Цель и материал исследования 48
2.2. Вид и режимы термической обработки 54
2.3. Методы исследования 54
2.3.1. Стандартные механические испытания . 54
2.3.2. Методика изучения статической и циклической трещиностойкости сталей . 54
2.3.3. Методика изучения статической и циклической трещиностойкости натурных узлов 58
2.3.4. Методика тензометрирования гнутых замкнутых сварных профилей 60
2.3.5. Электронномикроскопическая фракто-графия 62.
Глава 3. Определение статической трещиностойкости сталей при развитой упруго-пластической деформации 63
3.1. Выбор геометрии образца и схемы нагружения 64
3.2. Влияние толщины образца на трещиностой- кость сталей 80
3.3. Влияние ширины образца на трещиностой- кость сталей 33
3.4. Схема расчета на трещиностойкость элемен тов конструкций 94
Глава 4. Влияние химического состава и термической обработки на трещиностойкость конструкционных сталей 119
4.1. Влияние химического состава
4.2. Влияние термической обработки
4.3. Обобщенная диаграмма конструктивной прочности
Глава 5. Пути снижений металлоемкости, несущих систем сельскохозяйственных машин, выполненных из низкопрочных пластичных сталей
5.1. Определение максимально допустимых длин усталостных трещин в элементах рам
5.2. Обоснование снижения металлоемкости несущего бруса культиватора УСМК-5,4Б
5.2.1. Расчет критической длины трещины .
5.2.2. Выражение для коэффициента интенсивности напряжений несущего бруса 465
5.2.3. Исследование закономерностей распространения усталостной трещины в несущем брусе
5.2.4. Алгоритм программы расчета времени стр. роста усталостной трещины до критической длины
5.2.5. Расчет рациональных геометрических размеров несущего бруса
Выводы
Литература
- Структурные аспекты трещиностойкости
- Вид и режимы термической обработки
- Влияние толщины образца на трещиностой- кость сталей
- Влияние термической обработки
Введение к работе
Одним из путей преодоления дефицита металла, как отмечалось на ХХУІ съезде КПСС, помимо развития черной и цветной металлургии, является "более полное и умелое использование того, что производится". Важную роль играет проблема снижения металлоемкости выпускаемой продукции. Решение этой проблемы тесно связано с углублением знаний о физической стороне явления разрушения элементов конструкций, поскольку уменьшение расхода металла в изделии ведет к увеличению уровня действующих напряжений и возрастанию опасности преждевременного выхода из строя конструкции.
Главенствующее место в природе разрушения занимает процесс распространения трещины. Чем выше сопротивление металла развитию трещины, то есть его трещиностойкость, тем меньше вероятность разрушения конструкции. Изучение такого процесса нельзя проводить на базе классических стандартных механических свойств: пределов текучести и прочности, относительно удлинения и др., поскольку эти характеристики определяются при испытании образцов, неповрежденных трещинами, и являются математически интегральными. В то же время процесс распространения трещины контролируется в локальной области у ее вершины, где реализуется сам механизм разрушения. В связи с этим в настоящее время необходимы такие методы оценки конструктивной прочности, которые характеризовали бы свойства материала, учитывая наличие в нем несовершенств структуры в виде трещиноподобных дефектов и макроскопических трещин, вызывающих разрушение. Только развитие таких методов позволит устанавливать количественные закономерности влияния легирования, микроструктуры, напряженно-деформированного состояния и т_д. на сопротивление материа-
лов разрушению при статических, динамических и циклических нагрузках, а следовательно, конструировать новые материалы с наперед заданными механическими свойствами в сочетании с предельно высоким уровнем трещиностойкости.
К формированию и развитию науки о разрушении материалов причастии многие известные советские и зарубежные металловеды: Я.Б.Фридман, И.А.Одинг, В.С.Иванова, О.Н.Романив, Н.Петч, А.Коттрелл, А.Тетелман, Дж.Нотт и др.
При хрупком (квазихрупком) разрушении все закономерности напряженно-деформированного состояния твердых тел с трещинами базируются на концепции коэффициента интенсивности напряжений КИН, которая дает как надежный метод расчета твердых тел с трещинами, так и характеристики сопротивления разрушению для ранжирования материалов по трещиностойкости и ее изучения. Однако в области коротких трещин, а также, если разрушение характеризуется значительными пластическими деформациями по фронту продвижения трещины и- критическому состоянию твердого тела предшествует устойчивое предразрушение, концепция КИН приводит к нереальным результатам. Преодоление возникших ограничений единственно возможно на основе анализа нелинейных эффектов распространения трещин с учетом пластических свойств материала. В случае упруго-пластического разрушения поиск привел к созданию нескольких альтернативных подходов к проблеме трещиностойкости материалов: силовому, деформационному и энергетическому. В рамках этих подходов разрабатываются различные критерии сопротивления разрушению, но ни один из них нельзя признать предпочтительным ввиду недостаточной методической проработки каждого из них. В то же время практическая потребность в изучении трещиностойкости металлов, разрушение которых сопровождается образованием значительных пластических деформаций, диктует необходи-
- 7 -мость разработки новых и совершенствования уже известных методов
оценки трещиностоикости, поскольку для решения задач, связанных с исследованием природы разрушения, необходимо иметь методы количественной оценки такого явления.
В связи с вышеизложенным в данной работе дан критический анализ наиболее распространенных нелинейных критериев сопротивления материала разрушению (глава I), а также исследован ряд методических вопросов и предложена (глава Ш) схема определения трещиностоикости пластичных металлов (на примере малоуглеродистых и низколегированных сталей). На основе проведенной методической работы исследован ряд вопросов упруго-пластического разрушения, которые уже получили достаточно полное освещение для условий хрупкого распространения трещины. Так, проведено изучение взаимосвязи стандартных механических свойств и характеристик трещиностоикости низколегированных и углеродистых конструкционных сталей и показана необходимость обязательного определения наряду с другими механическими свойствами количественных показателей сопротивления стали не только хрупкому, но и вязкому разрушению (глава ІУ). Проведено исследование влияния упрочняющей обработки на трещиностойкость сталей в зависимости от уровня реализуемых при этом прочностных и пластических свойств; установлены закономерности влияния упрочнения сталей различного состава на реализацию максимального уровня трещиностоикости. Впервые в области отечественного сельскохозяйственного машиностроения методами механики разрушения для элементов рам различных сельхозмашин (культиваторы, плуги общего назначения и др.) определены допустимые длины усталостных трещин, и на примере культиватора доказана возможность его эксплуатации на стадии распространения в несущем брусе (наиболее ответственном узле этой сельхозмашины) усталостной трещины. Исследованы кинетичес-
- 8 -кие и фрактографические особенности роста трещины в несущем брусе (сталь 09Г2). Даны практические рекомендации по уменьшению металлоемкости культиватора за счет снижения коэффициента запаса прочности бруса, что позволяет сократить расход металла на его изготовление.
На защиту выносятся: методика оценки статической трещиностой-кости сталей в упруго-пластическом состоянии; представление о конструкционной трещиностойкости, являющейся инвариантной мерой тре-щиностойкости для образца и элемента конструкции, и разработанная на его основе схема расчета на прочность элементов конструкций с трещинами при развитой упруго-пластической деформации; установленные закономерности влияния термической обработки и химического состава на трещиностойкость углеродистых и низколегированных сталей; обобщенная диаграмма конструктивной прочности конструкционных сталей в координатах "предел трещиностойкости - предел текучести"; практические рекомендации по уменьшению металлоемкости сельхозмашин за счет эксплуатации элементов рамных конструкций в процессе роста усталостных трещин до критической длины.
Структурные аспекты трещиностойкости
Естественно, что конструкционные материалы, применяемые на практике, должны иметь оптимальное сочетание характеристик прочности и вязкости разрушения. В настоящее время имеется большой выбор сталей, обеспечивающих необходимый уровень прочности при существенно различной структуре. Так, предел прочности (Эе 500 МПа могут иметь стали с аустенитной, феррит-ной и феррито-перлитной структурой, (5g = 800-1100 МПа - с мартенситной, аустенитной, аустенитно-мартенситной и феррито-мартенситной структурами, (ЬеЪ 400 МПа - со структурами низкоотпущенного и высокоотпущеиного мартенсита [65]. Проведенный анализ в монографии [62"] свидетельствует о том, что вязкость разрушения конструкционных сталей может изменяться в широких пределах в зависимости от состава стали, вида упрочняющей обработки, способа металлургического передела и принимать при одном и том же уровне прочности различные значения. Реализация оптимальной конструктивной прочности предусматривает получение наивысшей вязкости разрушения при данном уровне прочности. В этой связи представляется важным в рамках механики разрушения рассмотреть микроструктурные аспекты разрушения, установить влияние параметров структуры и состава на уровень трещиностойкости сталей, сделать общие выводы о взаимосвязи прочностных характеристик и вязкости разрушения.
Прочность и вязкость разрушения конструкционных сталей обычно определяется четырьмя параметрами микроструктуры [бб, 67/: размером зерна (субзерна), природой твердого раствора (легированием, в том числе содержанием углерода), типом и распределением упрочняющих частиц карбонитридов и структурных составляющих, морфологией и распределением примесей. Рассмотрим отдельно влияние каждого из этих параметров.
Размер зерна. К настоящему времени микроструктурные факторы, в том числе и величина зерна, определяющие вязкость разрушения, в научной литературе представлены в основном по отношению к параметру KjC характеризующему наиболее опасный вид разрушения - хрупкое. При разрушении в условиях общей текучести, что характерно для низкоуглеродистых сталей, такие данные практически отсутствуют в виду недостаточной методической проработки определения самих критериев упруго-пластического разрушения. Оценка влияния величины зерна CL на вязкость разрушения Кгс низкоуглеродистых сталей трудноосуществима из-за методических трудностей определения для таких металлов Кіс Так, для достоверной оценки Кхс сталей с пределом текучести С = 300-400 МПа необходимо испытывать образцы толщиной 300 мм и более б2]. Однако, такие эксперименты не под силу большинству лабораторий. Анализ данного фактора в чистом виде может быть произведен только для однофазных структурно гомогенных металлов, в других случаях попутно сказываются и другие структурные факторы. Так, для закаленной и низкоотпущенной стали 20X13 Кис не контролируется величиной зерна, а определяется какими-то другими особенностями субзеренного типа [67]. В то же время эта же сталь отпущенная при температуре 550С обнаружила зависимость между KjC и (Л явно петчевского типа 62 . Замечено Гб2,67], что достаточным условием реализации петчевской зависимости К-гс d- г является интеркристаллит-ный характер развития трещины.
Для средне- и высокоуглеродистых сталей в состоянии среднего отпуска обнаружено отрицательное влияние роста аустенитного зерна на вязкость разрушения при плоской деформации независимо от микромеханизма разрушения 62]. Дисперизация аустенитного зерна в данном случае, как правило, повышает (Схс . Обращает на себя внимание факт резкого повышения вязкости разрушения (более чем в 2 раза) после перегрева при закалке стали с последующим низким отпуском. Хорошо известно, что перегрев приводит к росту аустенитного зерна и значительному снижению пластичности и ударной вязкости при некотором ухудшении прочностных свойств. В работе [62] предпринята попытка всестороннего изучения перегрева при закалке на вязкость разрушения конструкционных сталей 40Х и 45ХН2ША. При фрактографическом анализе обнаружено, что по сравнению с закалкой при обычных температурах при перегреве на старте трещины выявлены следы пластической деформации на поверхности излома - внутризеренная зона вытягивания и зона ямочных микрообразований шириной до 90 мкм существенно повышающих энергоемкость разрушения. В [62] отмечается, что перегрев при закалке способствует росту трещино-стойкости только для сталей содержащих менее 0,5%С. При более высоком содержании (углерода) высокотемпературная аустенизация приводит к охрупчиванию границ- наследственного зерна.
Элементы, образующие твердый раствор. Легирующие элементы растворяются в решетке железа либо по принципу замещения, либо внедрения. Повышая напряжение трения они, таким образом, в лю бом случае увеличивают предел текучести. В целом влияние леги рующих элементов на вязкость разрушения сталей аналогично влия нию на порог хладноломкости. Элементы, вызывающие измельчение зерна, должны повышать вязкость разрушения [683. Это объясняет ся тем, что измельчение структуры увеличивает напряжение раз рушения более значительно, чем предел текучести. В таком нап равлении действуют хром, ванадий, ниобий, титан и тантал вслед ствии их карбидообразующей способности. Установлено, что никель и марганец в количестве до 1% также измельчают зерно [62]. Кроме того, никель и марганец ослабляют температурную зависи мость предела текучести [66], однако увеличение содержания марганца свыше 1,2-1,55 нецелесообразно, поскольку 66 распад аустенита при любых практически используемых скоростях охлажде ния приводит к образованию повышенного количества бейнита или перлита. Алюминий и кремний, как легирующие элементы вводятся в сталь в столь малых количествах, что заметного влияния на упрочнение не оказывают. Алюминий, способствуя измельчению зер на, увеличивает вязкость разрушения по сравнению с полуспокой ными сталями. Кремний, усиливает склонность мартенсита к двой никованию, с чем связывается появление на границах кристаллов микротрещин и уменьшение Кіс У низкоотпущенных сталей. Склон ность к образованию пластинчатого двойникованного мартенсита усиливается с увеличением содержания углерода. При этом для термоупрочняемых сталей содержащих 0,4+1,О С, то есть со струк турой пластинчатого мартенсита, характерен преимущественно меж зеренный (по границам исходного аустенитного зерна) вид разру
Вид и режимы термической обработки
В главе I обоснованы преимущества оценки трещиностойкости пластичных металлов на основе силового подхода к разрушению через характеристики предела трещиностойкости IQ И критических напряжений Ос и (Эсо . Определение указанных параметров, в виду дискуссионности методики, проводили на образцах различных типов при широком варьировании их геометрических размеров и схем нагружения. Были исследованы все основные типы образцов, рекомендуемые для определения статической трещиностойкости листовых металлов . 12 (рис.2.1). Расчетные формулы номинальных разрушающих напряжений и коэффициентов интенсивности напряжений, соответствующих различным типам образцов и схемам их нагружения, приведены на рис.2.I. Предел прочности на изгиб Ogu определяли экстраполяцией зависимостей Ос-т() и Осо=и /на нулевую длину трещины С , при которой б =(Эсо
Образцы имели разной глубины надрез, от которого перед испытанием создавали усталостную трещину длиной 3 мм. Суммарная длина трещины , таким образом, складывалась из длины надреза и наведенной для создания предельно острого концентратора напряжений усталостной трещины и варьировалась в широких пределах от 0,07 до 0,7 ширины образца. Заготовки вырезали из листа так, чтобы направления прокатки и наносимой трещины сов падали и были перпендикулярны линии действия разрушающей силы Р. Изготовление и подготовка образцов к испытанию соответствовали общим требованиям, предъявляемым ІІ2І к определению тре-щиностойкости металлов. Для данных материала, толщины, температуры и вида нагружения испытывали по 6-7 образцов.
Стали, которые для выполнения поставленных в работе задач подвергали упрочнению, проходили термическую обработку до нанесения трещины. Испытания проводили на машинах и Ffttz Hcckert" FPI00 и EDZ 40 (ГДР) с автоматической записью диаграммы растяжения "нагрузка-перемещение захватов" в масштабе 10:1. Скорость перемещения захватов составляла 4 мм/мин. Для определения трещиностойкости при отрицательной температуре образец помещали в этиловый спирту охлажденный до соответствующей температуры растворением сухого льда (твердой углекислоты). При этом зона распространения трещины в образце в процессе испытания находилась все время в хладогене. Температуру измеряли ртутным термометром.
Обработка экспериментальных данных состояла в построении графиков характеристик статической трещиностойкости Ос (Осо), _ГС в функции от относительной длины трещины /g .
Исходными данными являлись зависимости разрушающей максимальной нагрузки Р/тгаэс от Длины трещины. Затем по формулам, представленным выше на рис.2.1, определяли номинальные разрушающие напряжения (критические) в нетто-сечении - бсо и в брутто-сечении - OQ . При этом расчетная формула брутто-на-пряжений Ос следовала из выражения для Uco при с =0. Значения предела трещиностойкости рассчитывали, учитывая, что при Р = Рпгл:эс К = Кс - ic . Длину трещины с , имеющуюся в образце до испытания, измеряли после его разрушения на инструментальном микроскопе "K/1R.L ZEISS JENA " с погреш ностью не более 0,005 о , в сечениях, соответствующих 0,25; 0,5; 0,75 І , и определяли среднее значение с .
Циклическую трещиностойкость материала определяли на плоских образцах с боковым надрезом и начальной усталостной трещиной (тип И рис.2.1), рекомендованных для испытаний /82/. Перед разрушением образцов типа I, П и Ш для определения статической трещиностойкости и типа ІІ для оценки циклической вязкости разрушения на боковые поверхности приваривали пластины толщиной 5 мм с последующим рассверлением совместно с отверстием образца под шпильку. Это обеспечивало увеличение площади контакта образца с нагруженной шпилькой и предотвращало его разрушение в данном сечении. Эксперимент проводили при частоте нагрузки 6 Гц с коэффициентом асимметрии цикла нагружения, изменяемом в пределах от 0,2 до 0,8. Слежение за распространением трещины осуществлялось визуально через микроскоп с 10-кратным увеличением, в окуляре которого имелась масштабная линейка с ценой деления 0,1 мм. Микроскоп был смонтирован на изолированной от вибрации каретке, передвигающейся вслед за подрастающей трещиной. Длину трещины измеряли не реже, чем через 0,5-1мм. Для определения характеристик циклической трещиностойкости металла испытывали по 3 образца при данном коэффициенте ассимметрии цикла нагружения.
Построение диаграмм усталостного разрушения проводили на основе исходной экспериментальной зависимости длины трещины от количества циклов. Графическим дифференцированием данной кривой с=-т(Ы/ определяли скорость распространения трещины, которую затем представляли в виде функции от текущего размаха коэффициента интенсивности напряжений
Величину Л К для образцов данного типа подсчитывали /82/ как разность между максимальным и минимальным значениями коэф
Влияние толщины образца на трещиностой- кость сталей
Объектом исследования влияния толщины листа на сопротивление разрушению при статическом приложении нагрузки была выбрана сталь 06Г2АФ (табл.2.I, состав б). Испытывали плоские образцы шириной 100 мм на сосредоточенный изгиб (рис.3.4, тип 4). На рис.3.9 показана зависимость характеристик Ос , Осо и ic от относительной длины трещины с-/@ для проката толщиной 10, 14, 22 и 35 мм. Видно, что максимальную трещиностойкость сталь имеет при толщине листа 22 мм, что, примерно, на 25% выше, чем при толщине 10 14 мм, и на 10-15% выше, чем при толщине 35 мм. Указанные зависимости, как это следует из рис.3.9, характерны для всего диапазона длин трещин и, таким образом, есть все основания считать, что наблюдаемое различие в трещиностойкости разных толщин, полученное для одной длины трещины, будет свойственно и при всех других длинах трещин. Аномально высокое значение трещиностойкости при толщине 22 мм, объясняется, по-видимому, особенностями технологии прокатки, а не физической мм; у - 35 мм. стороной влияния самой толщины? Вполне вероятно, что при другом режиме технологии, можно получить, например, монотонноувеличи-вающиеся значения Сэс , 0 и 1с с ростом толщины листа, а, следовательно, и другие значения механических свойств (табл.2.2), в частности предела прочности на изгиб Cf# , который для толщин 10, 14, 22 и 35 мм в данном случае (рис.3.9а) равен 755, 765, 900 и 810 Ivllla соответственно. На рис.3.10 показаны изломы образцов исследованных толщин. При толщине образца 22 мм наблюдается существенная разница в макростроении излома по сравнению со всеми другими образцами (10, 14 и 35 мм), где разрушение произошло нормальным отрывом. В случае проката толщиной 22 мм трещина распространяется на первой стадии по типу "туннеля" в центральной части образца, где ее длина наибольшая.
Такой характер развития трещины обусловлен тем, что центральная часть образца деформируется в условиях более близких к плоской деформации, чем боковые части; следовательно, в центре существует большая степень стеснения деформации, приводящая к развитию трехосного растяжения, и пластическая зона меньше, чем на краях образца. Соответственно, и градиент деформации внутри меньшей пластической зоны более высокий, поэтому трещина в центре развивается легче.
Таким образом, на первой стадии трещина в целом распространяется туннелированием при разрушении путем отрыва в сочетании с небольшой долей косого излома, образующегося путем сдвига при достижении на боковых поверхностях образца достаточно больших смещений у вершины трещины. При дальнейшем увеличении нагрузки пластическая зона перед фронтом трещины будет увеличиваться, и тем самым приводить к релаксации напряжения (Оаг направленного по толщине. В дальнейшем развитие течения будет происходить под действием полной компоненты главного растяги -вающего напряжения ЭН по плоскости ориентированной под углом 45 к оси растяжения и боковой грани образца, то есть согласно критерию Трескагде ЯГх - предел текучести при сдвиге. На заключительной стадии разрушения образуется зона долома образца.
Несмотря на то, что трещиностойкость с увеличением толщины, образца изменяется, чувствительность металла к трещине ti)c остается постоянной для данной длины трещины (рис.3.II), что указывает на равную удельную долю потери прочности при изгибе за счет наличия трещины.
С целью исключения влияния режима прокатки были проведены аналогичные испытания образцов тех же толщин (10, 14, 22 и 35 мм), вырезанных механической обработкой из листа толщиной 35 мм. Полученные данные (рис.3.12) свидетельствуют, что определенные ранее различные значения трещиностойкоети для проката 10, 14, 22 и 35 мм (рис.3,9) обусловлены только самой технологией производства листа. Видно (рис.3.12), что при анализе влияния толщины на трещиностойкость "в чистом виде" характеристики ЭС (о с о/ и J-c постоянны во всем интервале от 10 до 35 мм. Кяк следует из рис.3.13, для образцов, вырезанных из листа 35 мм, трещина во всех случаях распространялась по типу нормального отрыва.
Также не зависят от толщины и значения CJe (рис.3.14), которые для данной длины трещины имеют одно и то же значение для толщин, полученных как в процессе прокатки, так и в результате токарной обработки листового проката 35 мм на различную толщину.Это обстоятельство является наиболее важным для определения инвариантного к толщине параметра трещиностойкоети, поскольку в практических целях применяемый различной толщины прокат
Влияние термической обработки
Термическая обработка по схеме закалка плюс отпуск является наиболее распространенным методом упрочняющей обработки углеродистых конструкционных сталей. Получаемые при этом прочностные свойства в значительной степени зависят от содержания в стали углерода [69]. В данном исследовании был охвачен весь интервал содержания углерода в конструкционных углеродистых сталях от 0,1 до 0,75/ и установлены закономерности влияния температуры отпуска на достижение максимальной трещиностойкос-ти стали с различным содержанием углерода.
Исследование проводили на сталях 09Г2С, 18Гпс, 30, 45 и 75 (табл.4.2), химический состав которых приведен в таблице 2.1. Механические свойства сталей в зависимости от температуры отпуска показаны на рис.4.5.
Рассматривая зависимость трещиностойкости стали 09Г2С приразличных температурах отпуска от относительной длины трещины(рис.4.6 и 4.7), отметим, что максимум трещиностойкости( 0Л и 1л „.„,,), как это и можно было ожидать, зависит
С max мах от вида нагружения и при изгибающем моменте (рис.4.7 а,б) достигается при меньших температурах отпуска (200-300С), а при растягивающих нагрузках (рис.4.6 а,б) - при больших температурах отпуска: 300-f400C. При совместном действии растяжения и изгибающего момента (рис.4.8) наивысший уровень трещиностойкости наблюдается в промежуточном интервале температур (250-f350C). Причина указанных закономерностей кроется в разной степени чувствительности стали к трещине при различных видах нагружения (рис.4.бг-4.7г). При сравнительном анализе трещиностойкости как различных сталей (рис.З.бг, 4.1г), так и одной и той же- -марки стали, но с неодинаковыми прочностными свойствами (рис. 4.7 г), роль трещины как предельно острого концентратора напряжений при нагружении изгибом снижается. Это приводит к тому, что с разупрочнением металла, то есть с уменьшением 0# при повышении температуры отпуска (рис.4.5а), уже при 250С наблюдается постепенный спад разрушающих напряжений OQ (рис.4.7). Другими словами, при изгибе прочность образцов без трещины -Од и прочность образцов с трещиной - Ос находятся в более близкой взаимозависимости, чем при растяжении. В последнем случае острота вершины трещины и соответственно высокая степень стесненности пластических деформаций сохраняется при нагружении в большей степени. Это ведет к повышению напряжения течения и разрушающего напряжения Ос , что компенсирует недостаток в исходной прочности - (5й гладкого образца, сниженной отпуском.
Изучение зависимости трещиностойкости ( Ic ) углеродистых сталей в упруго-пластической области от температуры отпуска позволило обнаружить ее экстремальный характер (Рис.4.8). Особенно отчетливо эта закономерность проявляется у среднеуглеро-дистых сталей (30, 45), менее выраженно - у низкоуглеродистых (09Г2С и 18Гпс). Разрушение стали 75 при всех режимах термообработки (кроме отпуска 650С) проходило в условиях плоской деформации, и таким образом, получаемая в эксперименте величина 1 представляла собой величину ICIC , монотонно возрастающую с увеличением температуры отпуска. Уровень \С1С был достигнут и для стали 45 после закалки. В остальных случаях разрушение сталей являлось упруго-пластическим.
Полученные результаты убедительно доказывают, что при разрушении сталей в условиях значительных пластических деформаций ориентация при выборе более прочных материалов на такие харак - -теристики, как О0«и (5g » может привести к серьезным просчетам. Так, например, с точки зрения стандартных механических свойств, максимальная прочность стали 45 наблюдается после закалки ( C5g = 1650 МПа, 6Q2 = 1320 МПа), однако с позиций механики разрушения, максимум прочности наблюдается после отпуска на 400-500С, хотя в этом случае предел прочности (3 и предел текучести Og в 2 раза ниже, чем после закалки. Причем после отпуска 400-500С прочность стали, поврежденной трещиной в 3 раза выше, чем непосредственно после закалки (рис. 4.8). Для металлических материалов разрушение всегда представляет собой процесс распространения трещины. На практике для увеличения сопротивления хрупкому разрушению сталь 45 после закалки отпускают при температуре 600-650С, поскольку при этом достигается наивысшая пластичность, а прочность еще достаточно высока. Однако увеличение пластичности, хотя и обеспечивает большую степень релаксации напряжений в вершине трещины, приводит к увеличению трещиностойкости только в области хрупких разрушений. Из результатов данной работы следует, что при разрушении в упруго-пластической области, характерным для стали 45 в отпущенном состоянии при толщине образцов 10 мм и меньше, трещиностойкость растет с увеличением пластичности только до известного предела. Это соответствует температуре отпуска 400-500С, которую и следует признать наиболее рациональной. В этом случае обеспечивается высокий комплекс всех механических свойств. Достаточная пластичность совместно с повышенными прочностными свойствами (по сравнению с ними после отпуска на 650) обеспечивает наивысший уровень трещиностойкости стали 45.
Следовательно, для конструкций, повреждаемых усталостными трещинами (а их преобладающее большинство), выбор материалов на основе методов механики разрушения является безусловно необ - -ходимым. Прогрессивные методы оценки позволят обоснованно назначать коэффициенты запаса прочности и тем самым эффективнее использовать металл. Широкое варьирование содержания углерода в сталях позволило выявить важную зависимость температуры отпуска, обеспечивающую максимальную трещиностойкость, от содержания в них углерода (рис.4.9). Видно, что при переходе от низкоуглеродистых к средне- и высокоуглеродистым сталям максимальный уровень трещиностойкости достигается применением более высокой температуры отпуска. Такой характер изменения рациональной температуры отпуска сталей от содержания углерода можно объяснить на основе известных фрактографических исследований механизмов разрушения сталей [62,69j. С увеличением содержания углерода морфология мартенсита изменяется: реечный мартенсит менее хрупкий переходит в пластинчатый (более хрупкий), имеющий место в сталях с содержанием углерода выше 0,4%. Для пластинчатого мартенсита, как показано в разделе 1.2, характерно преимущественно межзеренное разрушение - скол по границам зерен. Такой вид разрушения в несколько раз снижает энергоемкость распространения трещины. Это означает, что с увеличением содержания углерода возрастает склонность стали к хрупкому разрушению. Поэтому для средне- и высокоуглеродистых сталей повышение температуры отпуска уменьшает долю межзеренного разрушения и одновременно увеличивает степень макропластической деформации (размер ямок). При этом понятно, что чем больше содержание углерода, тем требуется большее увеличение температуры, поскольку в структуре больше доля пластинчатого мартенсита. Для средне- и особенно высокоуглеродистых сталей рациональная температура отпуска смещена в сторону высоких значений также в связи с тем, что при низком(вплоть до 300С) отпуске выделения карбидов на границах мартенситных кристаллов и двойников служат
