CC BY
173
УДК 539. 385
Д-р техн. наук В. Ф. Терентьев Институт металлургии и материаловедения им. А.А. Байкова РАН, г. Москва
О ПРЕДЕЛЕ ВЫНОСЛИВОСТИ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ
МАТЕРИАЛОВ
Рассмотрены основные представления о пределе выносливости металлических материалов. На стандартной базе испытаний на многоцикловую усталость 107-108 циклов чаще всего наблюдается два типа кривых: с горизонтальным участком при выходе на предел выносливости и без него. В условиях гигацикловой усталости при долговечностях в интервале 108-1010 циклов после горизонтального участка кривых усталости первого типа появляется вторичная ветвь гигацикловой усталости. При этом зарождение усталостных трещин, как правило, происходит под поверхностным слоем металла у металлических включений. Вопрос о существовании вторичного предела выносливости в области гигацикловой усталости остается дискуссионным.
В последние годы вырос интерес к вопросу о наличии предела выносливости металлических сплавов на сверхбольшой базе испытания. В частности, многие ответственные авиационные детали и конструкции должны работать в области гигацикловой усталости. Считается, что при построении кривых многоцикловой усталости металлических материалов на стандартных базах испытания 107-108 циклов нагружения в полулогарифмических координатах ст-lgN, в основном, наблюдается два вида кривых (рис. 1, кривые 1 и 2). На кривой 2 при определенном критическом напряжении ctr и критическом числе циклов NR возникает горизонтальный участок, на котором образец может не разрушаться на принятой базе испытаний. В этом случае часто говорят о физическом пределе выносливости ctr (в немецкой технической литературе -physikalische Dauerschwingfestigkeitsgrenze [1]) или резком пределе усталости - sharp fatigue limit в англоязычной литературе [2]) по аналогии с физическим пределом текучести ст (интересно отметить, что физический предел усталости, как правило, чаще всего наблюдается у материалов, имеющих физический предел текучести [3-5]). Для металлических материалов, не имеющих физического предела выносливости, на кривой усталости определяется предел ограниченной выносливости ст - значение максимального по абсо-
RN
лютной величине напряжения цикла, соответствующее задаваемой долговечности [6] (рис.1, кривая 1). База испытаний для определения пределов выносливости в соответствие с ГОСТ 25.502-79 принимается: 107 циклов - для металлов и сплавов, имеющих практически горизонтальный участок на кривой усталости; 108 циклов - для легких сплавов и других металлов и сплавов, ординаты кривых усталости которых по всей длине непрерывно уменьшаются с ростом числа циклов [7]. Однако для ряда высокопрочных [8] и закаленных сталей [9] наблюдается линейная зависимость
ст-1^¥ (рис. 1, прямая 3). При этом наблюдается повышенный разброс экспериментальных данных. Считается, что такая линейная зависимость связана с наличием в материале дефектов (например, закалочные микротрещин в углеродистых сталях).
Рассмотрим вопрос о природе, физическом пределе выносливости более детально, тем более, что в последние годы интенсифицировались исследования по изучению усталостной прочности на сверхбольших базах испытания, составляющих 109 -1010 циклов нагружения - так называемая гигацикловая усталость [10-13]. Испытания на таких больших базах бывают
NCl Nci
Число циклов погружения log N
Рис. 1. Различные виды кривых усталости:
1 - кривая усталости для образцов с горизонтальным участком; 2 - кривая усталости без горизонтального участка; 3 - прямолинейная зависимость между напряжением и числом циклов; NR1 и ^2 стандартные базы испытаний для кривых 1 и 2 соответственно; и <^2 -пределы выносливости
© В. Ф. Терентьев, 2007
32
необходимы, поскольку ресурс нагружения многих ответственных металлических конструкций, работающих в режиме циклических нагрузок, превышает стандартные базы усталостных испытаний. Возможные методики расчета долговечностей при сверхбольших базах испытаний на усталость рассмотрены в работе [14].
Проведение таких испытаний выявило интересную особенность. Металлические материалы, у которых при стандартных базах испытания наблюдался физический предел выносливости, вдруг начинают разрушаться после прохождения 107-109 циклов нагружения и возникает как бы вторая ветвь гигацикловой усталости и длинная ступенька между кривой многоцикловой и гигацикловой усталости (ступенчатая, двойная или многостадийная кривая усталости [15]). При этом на больших базах испытаний на усталость (больших 107-108 циклов нагружения) трещины почти всегда зарождаются не на поверхности, как это обычно наблюдается при многоцикловой усталости, а под поверхностным слоем. На рис. 2 представлены результаты усталостных испытаний в условиях симметричного растяжения - сжатия с частотой 20 КГц образцов из высокопрочных пружинных сталей Сг-81 и высокопрочных легированных сталей типа 42СгМо4 [12]. Видно, что во всех случаях у кривых усталости имеются две ветви долговечностей, между которыми существует горизонтальный участок (разрыв кривых усталости). Первая ветвь обычно оканчивается при долговечностях 106-5.106, а вторая начинается после 108 циклов. Если образцы разрушались до 107 циклов, то усталостные трещины зарождались в поверхностном слое образцов. После 107 циклов зарождение трещин происходит под поверхностным слоем преимущественно у сульфидных неметаллических включений размером от 10 до 40 мкм [12].
Стазе, МП а
1000 900 800 700
I п
- о
i t СГ^Ъ его—о-»-1 1 °7*~
10' 10' 10* 10Т Ю! 10® Ю10 N
, цикл
Рис. 2. Кривые усталости высокопрочных пружинных сталей Сг-81
о - сталь 548С6; □ - 558С7; А - 558С7Т2; I - область зарождение трещины на поверхности; II - под проверхно-стью
Подповерхностные микротрещины в области ги-гацикловой усталости могут также зарождаться у мелкодисперсных выделений, на границе раздела пластичной и более прочной фаз, а также в результате растрескивания хрупких фаз. В пластичных металлах при циклировании на обычных базах испытания во внутренних объемах материала могут возникать поры. Так, в работе [16] изучали образование внутренних микротрещин и пор на разных стадиях усталостной долговечности железа (0,025 %С) путем микроструктурных исследований и определения плотности материала. Испытание на усталость проводили при постоянной амплитуде пластической деформации за цикл Ае^ = 6х10-3 до 50, 70 и 90 % от ожидаемой долговечности до разрушения. Было показано, что циклическое деформирование приводит к снижению плотности образцов железа за счет образования микротрещин и пор диаметром до 2,4 мкм по мере увеличения долговечности. Таким образом, в пластичных металлах и сплавах подповерхностные усталостные микротрещины могут зарождаться при сверхбольших базах испытаний в области внутренних пор, образовавшихся в процессе циклирования на стандартных базах испытаний.
Интересные данные по особенностям зарождения микротрещин при разных долговечностях рассмотрены в работе [17], в которой изучали усталостные характеристики высокопрочной низколегированной стали Л8 - 8СМ440 (0,42С; 0,1981; 0,8Мп; 0,015Р; 0,0188; 0,01Си; 0,02№; 1,16Сг; 0,16Мо) с уровнем предела прочности ~ 1600 МПа и 2000 МПа после обычной закалки и отпуска (индекс QT) и аусформинга - деформирование аустенита при высокой температуре с последуюшей закалкой (ЛР). В обоих случаях структура состоит из отпущенного мартенсита с границами зерен предшествующего аустенита. Однако в случае аусформинга эти границы вытянуты в направлении высокотемпературной деформации. Механические свойства и обозначения исследованных вариантов стали представлены в таблице, а результаты усталостных испытаний с использованием электромагнитной резонансной машиш (частота нагружения 120 Гц) и ульт -развуковой установки (частота 20 кГц) на рис. 3. Как видно из рис. 3, а, максимальная циклическая прочность у стали класса прочности 1600МПа наблюдается после аусформинга (предел выносливости стд = 920 МПа) и зарождение усталостных трещин в этом случае происходит в поверхностном слое металла. В случае обычной термообработки (закалка и отпуск) стд = 820 МПа. При этом до долговечностей 105 циклов зарождение трещин происходит на поверхности металла, а при больших - в приповерхностных слоях в основном у неметаллических включений ТМ по типу "рыбьего глаза". При этом на кривой усталости образуется ступенька. В случае стали класса прочности 2000МПа также наибольшая циклическая прочность наблюдается у стали после аусформинга (стд = 1010 МПа). После обычной термообработки стд = 840 МПа
(рис. 3, б). При этом в обоих случаях поверхностное зарождение усталостных трещин наблюдается только при высоких напряжениях, а при низких - подповерхностное на различных типах неметаллических включений и внутренних фасетках. На усталостном изломе кроме неметаллического включения наблюдается также небольшая оптически темная поверхность (ОТП) [17].
Встает вопрос о том, будет ли наблюдаться вторичный предел выносливости, если испытания проводить при еще меньших напряжениях и сверхбольших базах испытаний? По этой проблеме существуют две точки зрения [15]. Одни исследователи [15, 18, 19] считают, что на кривой усталости может быть еще один предел усталости при низких напряжениях и ультрабольших долговечностях (рис. 3, а), а другие [20, 21] - что в гигацикловой области нет предела выносливости (рис. 3, б).
Пример второго типа кривой усталости, полученной на базе испытания 109 циклов нагружения, приведен на рис. 4 [11]. В данном случае [19] исследовали
Рис. 3. Кривые усталости стали ЛБ - БСМ440 класса прочности, соответствующего <в = 1600 МПа (а) и <в = 2000 МПа (б), в различном структурном состоянии:
1 - ЛБ1600 (после аусформинга); 2 - Q1600 (после закалки с отпуском); 3 - ЛБ2000 (после аусформинга); 4 - QT2000 (после закалки с отпуском); •, о - частота циклов f = 120Гц; А - f = 20кГц; А - зарождение трещины в подповерхностном слое у неметаллического включений Л12О3; Т - у включений ТЫ; М - в матрице; перечеркнутые значки - зарождение трещин на поверхности
особенности зарождения усталостных трещин в высокопрочной подшипниковой стали ЛБ 8Ш2 (1,01 С; 0,23 Б1; 0,36 Мп; 1,45 Сг; 0,06 Си; 0,04 N1; 0,02 Мо; 0,012 Р; 0,007 Б, вес. %) с пределом прочности 2316 МПа в условиях изгиба с вращением с частотой 52,5 Гц. Из рис. 4 видно, что при амплитуде напряжения выше 1200 МПа имеются две ветви кривых ограниченной долговечности и при этом на одной из ветвей, на которой образцы разрушаются при меньшем числе циклов, зарождение усталостных трещин происходит с поверхности образцов, а на другой (у образцов с большей долговечностью) - у неметаллических включений в подповерхностном слое. В последнем случае возникает зона зарождения усталостной трещины типа "рыбий глаз" (рис. 5). При амплитудах напряжения меньших 1200 МПа на базе испытания 107-109 усталостные трещины всегда зарождаются под поверхностью. Причем, от длины подповерхностной трещины 2Ь (рис. 5) в пределах величин 40-380 мкм число циклов до разрушения практически не зависит. Таким образом, критический размер микротрещины у этой высокопрочной стали составляет ~ 40 мкм.
Рис. 4. Циклическая прочность высокоуглеродистой хромистой подшипниковой стали ЛБ БОТ2; о - зарождение трещины на поверхности; • - в подповерхностном слое
Рис. 5. Схема зарождения подповерхностной усталостной трещины у неметаллического включения
Следует отметить, что кроме двойных или ступенчатых кривых усталости наблюдаются кривые усталости без ступенек (типа кривой 1 на рис. 1) вплоть до сверхбольших баз испытаний. Такая кривая усталости для образцов из чугуна SG 52 получена при различных частотах нагружения. При долговечностях больших 107 циклов нагружения зарождение трещин происходит под поверхностным слоем [22].
Н. Муграби [15], рассматривая вопрос о форме кривой усталости в области гигаусталости или ультрабольших циклов нагружения (ultrahigh cycle fatigue - UHCF), считает, что существует два основных типа материалов, различающихся механизмом зарождения усталостных трещин. Для типа I, который характерен для отожженных пластичных металлов и сплавов, зарождение усталостных микротрещин и дальнейшее их распространение начинается с поверхности. У этих материалов наблюдается тип ступенчатой диаграммы усталости с двумя пределами выносливости. В работе [15] такая диаграмма усталости по экспериментальным данным для пластичной меди представлена в виде диаграммы в двойных логарифмических координатах logDe^-logV (рис. 6). Здесь участок I соответствует усталостному разрушению по закону Коффина-Мэн-сона; горизонтальный участок II соответствует пределу выносливости на стандартных базах испытаний (автор [15] связывает эту пороговую деформацию с минимальной амплитудой пластической деформации за цикл, при которой возможно формирование устойчивых полос скольжения); участок III - вторичная ветвь кривой усталости в гигацикловой области и участок IV - вторичный предел выносливости, связанный с пороговой амплитудой пластической деформации, при которой практически отсутствует необратимые процессы сдвигообразования. Анализируя возможность формирования устойчивых полос скольжения в области гигацикловой усталости, P. Лукаш и Л. Кунц [23] пришли к выводу, что они не могут возникать при сверхбольших базах испытания. Однако небольшая необратимость процессов сдвигобразования при циклических нагрузках в течение 108-1010 может привести к формированию достаточно развитого локального поверхностного рельефа и зарождению усталостной микротрещины. У материалов типа II, к которым относятся стали, и поверхностное разрушение наблюдается при высоких и средних уровнях напряжений, а при низких амплитудах напряжений в области гигацикло-вой усталости - подповерхностное зарождение трещин.
В связи с тем, что в последние годы обнаружилась вторичная ветвь кривой усталости при сверхбольших базах испытаний, нам следует еще раз вернуться к рассмотрению вопроса о природе так называемого физического предела выносливости. Возможно, в свете новых эспериментальных данных этот резкий предел выносливости на стандартных базах испытания (рис. 1, кривая 2) следует называть нормированным пределом
выносливости в отличие от нормированного условного предела выносливости, который определяется на кривых усталости без горизонтального участка на стандартных базах испытания (рис. 1, кривая 1).
Обзор теорий предела выносливости рассмотрен в [3, 4]. В последние годы наличие горизонтального уча -стка на кривой усталости чаще всего связывали с процессами статического или динамического деформационного старения. Автором [3, 4] была предложена гипотеза о природе физического предела выносливости ОЦК- металлов и сплавов, основанная на идее барьерного действия более прочного приповерхностного слоя глубиной порядка размера зерна с повышенной плотностью дислокаций, формирующегося с опережением (по сравнению с внутренними объемами металла) на ранних стадиях циклического нагружения при напряжении нормированного предела выносливости. При этом автор исходил из предпосылки, что у ОЦК-металлов и сплавов природа таких феноменов, как физический предел текучести и физический предел выносливости, должна быть взаимосвязана [3, 4].
В том случае, когда предел выносливости находится ниже статического предела текучести, формирование более прочного барьерного слоя глубиной порядка размера зерна с повышенной плотностью дислокаций происходит на стадии циклической микротекучести за счет более раннего пластического течения поверхностных слоев. В ОЦК-металлах и сплавах созданию более прочного слоя приповерхностного слоя способствует наличие большого числа систем скольжения и протекание процессов динамического деформационного старения, а также образование в этом слое остаточных напряжений сжатия. В случае, когда предел выносливости выше статического предела текучести, несмотря на предварительную пластическую деформацию всего сечения материала, сохраняются условия для формирования более прочного приповерхностного слоя в процессе циклического деформирования. Действуют те же самые факторы, что и в первом случае, когда нормированный предел выносливости ниже статического предела текучести. Известно, что преимущественное течение поверхностного слоя и создание остаточных напряжений сжатия наблюдается и при больших степенях пластической деформации.
В работе [24] были рассмотрены процессы микро-и макропластической деформации металлических материалов ниже предела выносливости при стандартных базах испытания (107-108 циклов нагружения), которые могут приводить к образованию устойчивых полос скольжения и даже нераспространяющихся усталостных микротрещин. Увеличение базы испытания на усталость до 109-1010 приводит, как правило, к тому, что в основном объеме металла процессы микропластической деформации практически не протекают, а локализуются лишь в зоне подповерхностных неметаллических включений, где и происходит зарождение микротрещин из-за локальной концентрации напряже-
ний. Было также показано [25], что содержащийся в сталях водород (в количестве более 0,07 ррт) может способствовать развитию подповерхностной усталостной микротрещины типа "рыбьего глаза". Кроме того, при подповерхностном зарождении усталостных трещин в шарикоподшипниковой стали БШ2 в местах зарождения трещин наблюдали сильную сегрегацию углерода [26].
Рис. 6. Кривая усталости меди при сверхбольших базах испытания в координатах log As^-log N (Asp - размах амплитуды пластической деформации за цикл; N - число циклов до разрушения)
Выше уже говорилось, что при гигацикловой уста -лости зарождение усталостных микротрещин в металлических материалах в очень многих случаях происходит под поверхностным слоем и преимущественно у неметаллических включений. Следует отметить, что подповерхностное зарождение усталостных трещин уже давно наблюдалось и при обычной многоцикловой усталости [27], и в тех случаях, когда поверхностные слои
материала были упрочнены (например, индукционной закалкой, цементированием или азотированием [28-30]. На рис. 7 представлены экспериментальные данные по циклической прочности высокопрочной стали 20МпСг5У после азотирования поверхностного слоя на глубину 0,5 мм [28]. Видно, что переход от малоцикловой усталости к многоцикловой сопровождается перегибом кривой усталости и изменением механизма зарождения трещин - от поверхностного к подповерхностному [28]. На рис. 8 представлена фрактографическая картина зарождения усталостной трещины в образце из стали 45 у неметаллического включения на границе раздела между упрочненным индукционной закалкой поверхностным слоем и основным металлом [29, 30].
Таким образом, наиболее вероятной причиной подповерхностного зарождения усталостных микротрещин в области гигацикловой усталости, по нашему мнению, является то, что в процессе длительных повторных нагрузок происходит преимущественное упрочнение поверхностного слоя (глубиной от нескольких до нескольких десятков микрон) и он является барьером для выхода дислокаций, препятствует формированию устойчивых полос скольжения. Этот слой является более прочным, несмотря на наличие в нем поверхностных дефектов (включая наличие нераспро-страняющихся микротрещин в пластичных материалах), в том числе и расположенных на поверхности металла неметаллических включений. Этот более прочный поверхностный слой может быть уже в исходном материале после механической или химико-термической обработок образцов [31, 32]. Наличие более прочного поверхностного слоя приводит к тому, что усталостные микротрещины зарождаются в под-
Рис. 7. Циклическая прочность при переходе от малоцикловой к многоцикловой усталости азотированных образцов из стали 20МпСг5У (толщина азотированного слоя 0,5 мм) с различной вероятностью разрушения Р; о - зарождение трещины на
поверхности; + - в подповерхностном слое
поверхностном слое преимущественно у неметаллических включений, химический состав, размеры и форма которых также сильно влияют на уровень предела выносливости (особенно у высокопрочных сталей). Зарождению микротрещин у этих включений способствует сильная локальная концентрация напряжений, а также возможное проникновение водорода в зону включения [25, 33-35].
Вопрос о существовании вторичного предела выносливости в области гигацикловой усталости остается дискуссионным. В философском аспекте предел выносливости у технически чистых металлов и сплавов в условиях воздушной среды определенной влажности (можно указать еще много факторов и условий испытаний), по-видимому, быть не может. Технический аспект этой проблемы связан с реальными задачами оценки циклической прочности металлических конструкций, работающих в реальных условиях и реальных сроках эксплуатации.
X 100
Рис. 8. Зарождение подповерхностной трещины у неметаллического включения при усталостном разрушении стали 45 после поверхностной индукционной закалки
Выводы
1. В настоящее время испытания на усталость следует подразделять на три основные вида: малоцикловую усталость (база испытания 5.104-105 циклов на-гружения), многоцикловую усталость (база испытания 107-108 циклов) и гигацикловую усталость (база испытания > 107-108 циклов). При проведении каждого из этих видов испытаний, как правило, требуется использовать различные методики. Поскольку проведение первых видов испытаний нормированно стандартами, то, по-видимому, получаемые характеристики следует называть нормированными. Например, для многоцикловой усталости - нормированный условный предел выносливости (в том случае, когда на кривой усталости нет горизонтального участка на стандартной базе испытания) и просто нормированный предел выносливости (когда на кривой усталости есть горизонтальный участок).
2. Исследования усталостных характеристик на сверхбольших базах испытания в области гигацикло-вой усталости показало, что существует два основных вида кривых усталости:
а) с непрерывно увеличивающейся долговечностью до разрушения по мере снижения циклических напряжений; в этом случае можно говорить об условном пределе выносливости в гигацикловой области, который зависит от принятой базы испытаний;
б) кривой усталости со ступенькой (нормированным пределом выносливости) и вторичной ветвью кривой усталости в области гигацикловой усталости. Вопрос о том, выявляется ли при этом вторичный резкий предел выносливости, в настоящее время является открытым.
3. Механизм зарождения усталостных микротрещин в области многоцикловой усталости может быть различным, однако в пластичных металлах и сплавах, имеющих пластичную фазу, он часто связан с интрузиями, формирующимися в поверхностных устойчивых полосах скольжения. Однако, если поверхностные слои металлических материалов были предварительно упрочнены (например, в результате азотирования или индукционной закалки), то в многоцикловой усталости на стандартных базах испытаний наблюдается подповерхностное зарождение микротрещин по типу "рыбьего глаза".
4. В области гигацикловой усталости чаще всего наблюдается подповерхностное зарождение микротрещин (особенно у высокопрочных сталей) преимущественно у неметаллических включений за счет концентрации напряжений. Кроме того, эти подповерхностные трещины могут зарождаться у мелкодисперсных выделений и внутренних микропор. Есть данные, что развитию подповерхностных микротрещин в сталях может способствовать наличие водорода, способного диффундировать по границам зерен и дислокационным трубкам.
5. Наличие промежуточного предела выносливости (в виде горизонтального участка на кривой усталости в интервале от 105 до 107 циклов), а также зарождение подповерхностных трещин при сверхбольших базах испытаний на усталость может быть объяснено преимущественным упрочнением поверхностного слоя глубиной от нескольких до нескольких десятков микрон в процессе длительного нагружения.
Перечень ссылок
1. Maennig W.-W., Taferner H.-J. Ursachen der Ausbildung einer Dauerschwingfestigkeisgrenze bei kubischraumzentrierten, kubischflachenzentrierter und hexagonal dichtest gepackten metallen // VDI Foschungsheft, Nr. 611, 1982. - S. 1-39.
2. Ferro A., Montalenti G. Fatigue of Pure Iron and Iron Containing a Small Quantity of Carbon after Strain Ageing / / Philosophical Magazine, 1963, Vol. 8, № 85. - P. 105-119.
3. Терентьев В.Ф. Усталостная прочность металлов и сплавов. М.: Интермет Инжиниринг. - 2002. - 287 с.
4. Терентьев В.Ф. Усталость металлических материалов. -М.: Наука, 2003. - 248 с.
5. Екобори Т. Физика и механика разрушения и прочности твердых тел. М.: Металлургия, 1971. - 264 с.
6. Трощенко В.Т., Сосновский Л.А. Сопротивление усталости металлов и сплавов. Справочник. Часть 1. -Киев: Наукова думка, 1987. - 505 с.
7. ГОСТ 25.502 - 79. Методы механических испытаний. Методы испытаний на усталость. - М.: Издательство стандартов, 1986. - 32 с.
8. Nakamura T., Kaneko M., Noguchi T., Jinbo K. Relation between High Cycle Fatigue Characteristics and Fracture Origins in Low-temperature-tempered Cr-Mo Steel // Trans. Jap. Mech. Eng. A., 1998. - Vol. 64. № 623. - P. 68-73.
9. Колосов И.Е., Лебедев Т.А. Циклическая парочность закаленных инструментальных сталей // Металловедение и термическая обработка металлов, 1962. - №10. -С. 15-19.
10. Wang Q.Y., Baudry G., Bathias C., Berard J.Y. Subsurface crack initiation due to ultra - high cycle fatigue // Advances in mechanical behavior, plasticity and damage. Proceedings of EUROMAT 2000. - Vol. 2. Amsterdam-Lausanne-New York: Elsevier, 2000. - P. 1083-1087.
11. Shiozawa K., Lu L., Ishihara S. S-N curve characteristics and subsurface crack initiation behaviour in ultra-long life fatigue of a high carbon-chromium bearing steel // Fatigue and Fract. Eng. Mater. And Struct, 2001. - Vol. 24, № 12. -P. 781-790.
12. Shiozawa K., Lu L.T., Ishihara S. Duplex S - N characteristics and subsurface fatigue crack initiation behaviour in high carbon - chromium bearing steel // Proc. of the 13the European Conference of Fracture 2000. San Sebastian, Spain. Elsevier Science.2000. P. 103-111.
13. Furuya Y., Matsuoka S.,Abe T. e.a. Effect of Freguency on Giga-Cycle Fatigue Properties for Low-Temperature-Tempered SNCM 439 Steel // Nihon kikai gakkai ronbunshu. A = Trans. Jap. Soc. Mech. Eng. A., 2002. -Vol. 68, № 667. - P.477 - 483.
14. Коновалов Л.В., Петрова И.М. Особенности циклической прочности конструкционных сталей в области длительной долговечности // Вестник машиностроения, 1998. - № 9. - С. 3-11.
15. Mughrabi H. On Imulti-stagel fatigue life diagrams and the relevant life - controlling mechanisms // Proceedings of the International Conference on IFatigue in the Very High Cycle Regimel 2-4 July, 2001 Vienna, Austria. - Institute of Meteorology and Physics Austria, 2001. - P. 35-49.
16. Zhang H., Sun J. Change in density of a - Fe during healing of internal fatigue microcracks under annealing // Acta metallurgica sinica, 2003. - Vol. 39, № 4. - p. 351-354.
17. Furuja Y., Matsuoka S. Improvement of Gigacycle Fatigue Properties by Modified Ausforming in 1600 and 2000 MPa -Class Low - Alloy Steels // Metallurgical and Materials Transactions A, Vol. 33A, November, 2002. - P. 3421-3431.
18. Murakami Y., Takada M., Toriyama T. Super - long life tension - compression fatigue properties of quenched and tempered 0.46% carbon steel // Int. J. Fatigue, 1998, vol.16. -p. 661-667.
19. Nishijiama S., Kanasawa K. Stepwise S - N curve and fish -eye failure in gigacycle regime // Fatigue Fract. Engng. Mater. Struct. - 1999, Vol.22. - p. 601-607.
20. Bathias C. There is no infinite fatigue life in metals // Fatigue Fract. Engng. Mater. Struct. - 1999, Vol.22, p. 559-565.
21. T. Sakai, M. Takeda, K. Shiozawa, Y. Ochi, M. Nakajima, T. Nakamura and N. Ogyma Experimental evidence of
duplex S-N characteristics in wide life region for high strength steels. In: FATIGUE1 99, Proceedings of 7th International Fatigue Congress (Edited by X.R. Wu and Z.G. Wang) Vol. 1, Higher Education Press, Beijing, and EMAS, West Midlands, 1999. - P. 573-578.
22. Wang Q.Y., Bathias C., Rathery S., Berard J.Y. Comportement en fatigue gigacyclique d,une fonte GS // Rev. Met. (Fr.), 1999. - Vol. 96. - № 2. - P. 221-226.
23. Lukas P., Kunz L. Specific features of high - cycle and ultra - high - cycle fatigue // Proceedings of the International Conference on IFatigue in the Very High Cycle Regimel 2-4 July, 2001 Vienna, Austria. - Institute of Meteorology and Physics Austria, 2001. - P. 23-32.
24. Терентьев В.Ф. Процессы микро - и макроскопической деформации металлических материалов ниже предела выносливости // Металлы. - 2003 - № 5. - С. 1-8.
25. Murakami Y. Mechanism of Fatigue Failure in Ultralong Life Regime // Proceedings of the International Conference on IFatigue in the Very High Cycle Regimel 2 - 4 July, 2001 Vienna, Austria. - Institute of Meteorology and Physics Austria, 2001. - P. 12-21.
26. Мurakami R., Yonekura D., Ni Z. Fatigue Fracture Behavior of High - Strength Steel in Super Long Life Range // JSME International Journal. 2002, Series A. Vol. 45. - № 4. - P. 517-522.
27. Umezawa O., Nagai K. Subsurface Crack Generation in High - cycle Fatigue for High Strength Alloys // ISIJ International, 1997. - Vol. 37. - № 12. - P. 1170-1179.
28. Spies H. - J., Trubitz P. Ermьdungsverhalten nitrierter S^hle // H,rter-Techn. Mitt, 1996. Bd. 51. - № 6. - S. 378-384.
29. Иванова В.С., Кобзев В.А., Терентьев В.Ф. Исследование циклической вязкости разрушения стали 45 и выбор оптимальной поверхностной упрочняющей обработки // Сб. Щиклическая вязкость разрушения металлов и сплавов! М.: Наука, 1981. - С. 107-126.
30. Ivanova V.S., Terentjev V.F., Kobzev V.A., Yokobori T. Investigation on The Cyclic Fracture Toughness of Surface-strengthened Structural Steel // Rep. Res. Inst. Strength and Fracture of Materials Tohoku Univerrsity. 1980. - Vol.15. -№ 1, May. P. 1- 8.
31. Nakajima M., Tokaji K., Itoga H., Ko H. - N. Morphology of step-wise S-N curves depending on work - hardened layer and humidity in a high - strength steel // Fatigue and Fract. Eng. Mater. and Struct. - 2003. - Vol. 26, № 12. -P. 1113-1118.
32. Limodin N., Verreman Y., Tarfa T.N. Axial fatigue a gas -nitrided quenched and tempered AISI 4140 steel: effect of nitriding depth // Fatigue and Fract. Eng. Mater. and Struct, 2003. - Vol. 26, № 9. - P. 811-820.
33. Abe T., Furuya Y., Matsuoka S. Gigacycle fatigue properties of 1800 MPa class spring steels // Fatigue and Fract. Eng. Mater. and Struct, 2004. - Vol. 27. - № 2. - P. 159-167.
34. Терентьев В.Ф. Усталость высокопрочных сталей. Часть
1. Корреляция с пределом прочности, вид кривых усталости и зарождение трещин // Деформация и разрушение материалов, 2006. - № 8. - C. 2-10.
35. Терентьев В.Ф. Усталость высокопрочных сталей. Часть
2. Циклическое упрочнение/разупрочнение, влияние термообработки и фазовых превращений, распространение трещин // Деформация и разрушение материалов, 2006. - № 9. - C. 2 -11.
Одержано 10.04.2007
Розглянуто основнi уявлення щодо границi витривалостг металевих матергалгв. На стандартнш баз1 випробувань на багатоциклову втому (107-108) ци^в найчастiше спостер^аеться два типи кривих: з горизонтальною дiлянкою при виходi на границю витривалостi й без нег. В умовах гiгацикловоi втоми при довговiчностях в iнтервалi (108-1010) циклiв пiсля горизонтальног дiлянки кривих втоми першого типу з'являеться вторинна дшянка гiгацикловоi втоми. При цьому зародження втомних трiщин, як правило, вiдбуваеться пiд поверхневим шаром металу бшя металевих включень. Питання про iснування вторинног границi витривалостi в областi гiгацикловоi втоми залишаеться дискусшним.
The basic ideas of metallic materials endurance limit are examined. On a standard test basis for multicycle fatigue (107-108) two types of curves are most often seen: with horizontal part when endurance limit is reached and without such part. At gygacycle fatigue conditions (at 108-1010 cycles) after horizontal part of endurance curves of I type secondary branch of gygacycle fatigue appears. In this case fatigue cracks initiation takes place mainly under metal surface layer of nonmetallic inclusions. The question of secondary endurance limit existence in gigocycle fatigue region is still to be discussed.
УДК 621.771.23.09
Канд. техн. наук А. Б. Максимов Государственный морской технологический университет, г. Керчь
ОСОБЕННОСТИ РАСПРОСТРАНЕНИЯ УПРУГИХ ВОЛН В
КОМПОЗИТНЫХ СТАЛЯХ
В работе представлены данные о характере распространения упругих продольных и поперечных волн для стали 10ХСНД с различным набором микроструктур.
Введение
В данной работе исследовано распространение упругих волн в композитных сталях. Под композитом в данной работе понимается сталь, имеющая в одном образце макроскопические участки различной металлографической структуры. Рассмотрен вопрос отражения и преломления упругих продольных и поперечных волн на границе раздела двух металлографических структур.
Постановка проблемы и анализ публикаций
Известно [1, 2], что распространению трещины в металле предшествует волна пластической деформации. В свою очередь, волна пластической деформации является следствием распространения упругой волны. Наличие упругих волн в металле создает в локальных областях механические напряжения. Если эти напряжения превышают предел упругости (текучести), то возникает релаксация напряжений с образованием границ раздела среды, т.е. трещины, или другое нарушение сплошности.
Существуют различные способы повышения тре-щиностойкости металла. Хрупкое разрушение крупных металлоконструкций: корпусов судов, мостовых
пролетов, магистральных газо- и нефтепроводов -вызывает значительные материальные убытки.
Одним из способов улучшить комплекс механических свойств стали является создание композитных сталей. Например, нагревая и охлаждая отдельные участки стального листа, получают композит, состоящий из макроскопических участков различных металлографических структур [3]. Развитие процессов разрушения в такой композиции, естественно, отличается по сравнению с однородным материалом. Однако в литературе такие сведения малочисленны и не позволяют прогнозировать распространение трещины в композитных материалах.
Остановить уже распространяющуюся магистральную трещину в настоящее время не представляется возможным. Наиболее перспективным направлением является создание затруднительных условий распространения трещины, в частности, создание структур металла с большой энергией распространения трещины.
Целью данной работы является разработка возможности целенаправленного изменения потока упругой энергии в металле, и тем самым задать направление движения трещины.
© А. Б. Максимов, 2007
