автореферат диссертации по машиностроению и машиноведению, 05.02.01, диссертация на тему:Разработка методов оценки и повышения низкотемпературной цикличной трещиностойкости конструкционных материалов

РГ6—од— АКАДЕМІЯ НАУК УКРАЇНИ

ФІЗИК 0-МЕХА НІЧНИЙ ІНСТИТУТ їм. Г. В. КАРПЕНКЛ

• ... .

“ І .. .. :

На правах рукопису

УДК 539.43:620.178.3

ОСТАШ

Орест Петрович

РОЗРОБКА МЕТОДІВ ОЦІНКИ ТА ПІДВИЩЕННЯ НИЗЬКОТЕМПЕРАТУРНОЇ ЦИКЛІЧНОЇ ТРНЦИНОСТІЙКОСП КОНСТРУКЦІЙНИХ МАТЕРІАЛІВ

Спеціальності:

05.02.01 — ліатеріалознавство в машинобудуванні; 01.02.04 — механіка деформівного твердого тіла

Автореферат дисертації на здобуття вченого ступеня доктора технічних наук

Львів — 1993

Робота виконана в Фізико-механічному інституті ім. Г. В. Карпенка АІІ України.

Офіційні опоненти: член-кореспондент АН України, доктор технічних наук, професор РОМАНІВ О. М.; доктор технічних наук, професор .МЕШКОВ Ю, Я.пдоктор технічних наук ЯСНІЙП. В.

Провідна організація — Авіаційний науково-технічний комплекс «Антонов» (м. Київ).

Захист відбудеться «СР »_________О & 1993 р. о /и5~ год. & СІ хв.

на засіданні спеціалізованої ради Д 016.42.01 в Фізико-механічному інституті ім. Г. В. Карпенка АН України за адресою: 290601, Львів, МСП, вул. Наукова, 5.

З дисертацією можна ознайомитися в бібліотеці інституту. .

Автореферат розісланий «_________ »___________ 1993 р.

Вчений секретар спеціалізованої рсди дсктор гсхнічнкх тук

НИКПФОРЧИП /'. м.

- З -

ЗАГАЛЬНА ХАРШЕРИСТШ РОБОТИ

------Актуаяьиісте^Науково-технічний прогрес завжди висуває перед

наукою про міцність конструкційних матеріалів проблеми забезпечення заданої довговічності і надійності конструкцій в умовах зменшення матеріалоємності, а також використання дешевих конструкційних матеріалів. При цьому за конструктивними і економічними міркуваннями навантаження матеріалу в конструкції у аагатьок випадках наближуються до гранично допустимих значень, оса Зливо ягаао враховувати дефектність реальних матеріалів. У зв"язку з цим значної актуальності наЗуваз заіезпечення міцності елементів конструкцій з різних експлуатаційних середовищах при наявності в них дефектів типу тріщин. IIри цьому дуже важливими показниками працездатності конструкційних каге ріалів стають величини, які характеризують опгр .матеріалу зароджений та-розвитку в ньому тріаин, зокрема при дії низьких температур та змінних кавантавень.

За останні десятиліття накопичено Загато даних про закономірності росту ві’ошнх трімин. Успіхи у вивченні зародження втомних тріщин значно скромніші, методичні аспекти таких досліджень недостатньо еиразні. Лилазться відкритим питання про зв"язок характеристик тріаиностійкостг на стадіях зародження та росту тріщини. Результати нечисленних досліджень кінетики низькотемпературного втомного руйнування часто мали суперечний характер, а стадія зародження макротріаини практично на вивчена.

Для холодостійких матеріалів оцінка- їх працездатності при ' ■ низьких температурах традиційними методами ускладнена, наприклад, температурна змгна ударної в"язкості не має порогових переходів.

Це вимагає вести пошук'нових критеріїв схильності таких матеріа-лігі до низькотемпературного окрихчекня. . '

Традиційні конструкційні матеріали кріогенної техніки (аустенітні сталі, нікелеві та алшінізві сітаави) або надто дорогі через великий вміст нікелю, або не відповідають сучасним вимогам. по рівню міцності. Одним із шляхів рішення ціої проблеми є використанім хромомаргвнцевих сталей з нігриддаш зміцненням або економно легованих иартенснтно-аустенітних і каргенсктно-старіичих сталей. Проте закономірності’низькотемпературного втомного руй- . нування таких сталей не вивчені, не з"ясована роль активованого деформацією тртенситного перетворення з кріогенних‘сталях різних класів. . '

Прийнято вважати, що алаиіиіові сплави не схильні до низькотемпературного окрихчзння, хоча Це твердження базувалось на результатах дослідження в основному нйзькомїцних сплавів. Використання позик металургійних і технологічних способів дозволило підвищити міцність алюмінієвих сплавів в 1,5-2 рази. У той же час питання про зміну їх опору низькотемпературному втомному руйнуванню на стадіях зародження і росту туїаин'*' залишалось відкритим.

Метод роботи було розв'язання вааливої науково-технічної проблеш структурної механіки руйнування, а саме: встановленая закономірностей зиіни низькотемпературної циклічної тріщиностійкості конструкційних матеріалів на сте'іях зародження і росту макротрі-шіші та розробка рекомендацій для її підведення ^ сталях і алші-ніобих сплавах кріогенного призначення.

. Для досягнення поставленої мети необхідно було рішити такі задачі:

1. "'працювати методику та вивчити зе :оноиірності зародження втомних тріаді Л.л концентраторів напружень. -

2. Сформулввагії та експериментально перевірити модель зародження

і росту втомних макротрішш, проаналізувати вза<змозв"язок цих стадій руйнування. '

3. Розробити методику і засоби для дослідження.впливу низьких температур на кінетику втомного руйнування конструкційних матеріалів.

А. Встановити кількісні закономірності та мікро^ірактографічні ' особливості зародження і розвитку втомних тріщин в різних конструкційнії', матеріалах та їх зварних з’єднаннях під впливом шізькотешературного (до 77 К) середовища. Вивчити вплив . .іопередньої поверхневої пластичної деформації при низьких, темПературах на зародження втомних тріщин.

5. Розглянути кореляцій температурної зміни характеристик "икліч-. ної трмшостійкості і короткочасної міцності матеріалів, а

тиііож встановити критерій схильності матеріалів до низькотемпературного окрнхчення з позицій механіки втомного руйнування.

6. Ьивчити ніізькотеїшерагурну циклічну тріщиностійкість сталей аустенітного,иартенситно-аустенітного та ііартенситного класів J лііг'іко»ог діапазоні їх рівнів міцності, визначити аакокомір-шкг; виливу р - Ы- - перетворення на процес втомного руйну-вгкіш, диї.1 кількісну оцінку необхідного фазового складу різ-

них кріогенних стале** з оптимальними властивостями низькотемпературної міцності та циклічі!оі__грхщиностійкості^ '

—7т-Дослідити вплив металургійних та технологічних способів, що" застосовуються при виготовленні промислових алюмінієвих сплавів, на їх характеристики опору зароджені'*і поширення втомних тріщин при нормальній те низьких температурах, на основі чого

• встановити оптимальні модифікації сплавів підвищеної міцності і циклічної тріщиностгЯкості. . '

Наукова новизна роботи. Сформульована нова модель зародження втомних макротріцин, згідно якої цей процес <з не одно- (як вважалося до сих пір), а двопараметричніш. Опрацьоврча методологія знаходження цих параметрів і визначення характеристик опору кате- ■ ріалів зародження втомних какротрідан.

Ріст втомної макротріиини коделиоться. як повторзвані акти її зародження. З урахуванням елективних відмінностей між стадіяыи зародження і росту макротрішини Показано зв"язок між характеристиками циклічно" тріщішостіЯкостг на цих стадіях руйнування, а .

такоя границею витривалості матеріалів.

Отримано ні" зі дані про закономірності зародження втомних накротріщкк при низьких температурах та вплив на цей процес поверхневого пластичного дефорнувакн/і, здійсненого в середовищі рідкого азоту. • ’

Вперяе визначено основні, типи зміаення низькотемпературних к і на' ічних діаграм втомного руйнування матеріалів і зварних з"єд-нань, а також їх зв"язок зі структуро» та фазовим складом матеріалів, мікрофракгографічншли особливостями руйнування, ефектом закриття втомних тріцин та асішзгрічо циклу навантаження. .Пока- ' зоно, цо циклічний в"язкокри..кий перехід на відміну від егатнч- . ного з двола раметричним процесом і залетать ке тільки від температури випробування, а й від коефіцієнта інтенсивності налрузень , у верлині тріщини.

З позицій механіки втомного руйнування запропоновано нові критерії схильності матеріалів до низькотемпературного окрихчен-ия та мзтод розрахунку допустншк. напрузень в конструкціях з . врахуванням низькотемпературного зміцнення матеріалів.

Вперше досліджено закономірності кінетики низькотемпературного втомного руйнування вітчизняних хротнікельмарганцевих кріогенних сталей. Отримані нові дані про вплив ініційованого низькотемпературною дефоршщіеп картенситного перетворення в мета-

стабільних аустенітних і аустенітно-мартенситних сталях та їх зварних з"еднаннях. Встановлено яринципіально протилежний його втттав на циклічну тріщиностійкість хромонікелевих і хромонікель-марганцевих сталей. Констатовано, що мартенсит деформації, сформований попередньою об"емноа пластичною деформацією (0І1Д) хромонікелевих сталей, погіршує їх низькотемпературну циклічну тріиш-ностіЯкість у порівнянні із сталями без ОПД.

Вперше детально вивчено низькотемпературну циклічну тріщино-, стійкість високоміцних сталей з різною природою зміцнення. Встановлено визначальну позитивну роль /'"-</ - перетворення у підвищенні тріщино стійкасті хромонікелевих сталей з мартекситною структуро» при наявності в них залишкового або зворотнього аустеніту. .

Досліджено опір зародженню та поширенню втомних макротріщин при нормальній і низьких температурах випробування ряду нових високоміцних алюмінієвих сплавів. Показано, що незважаючи на ГЦі'С кристалічну гратку н/іькотешературна циклічна тріщиностійкість деяких алюмінієвих сплавів (після перестарювання, з дуже дрібним зерном, легованих літієм) може бути нижчав, аніж при нормальний температурі.

Практична цінність роботи. Створено спеціальне обладнання та опрацьовано методику випробування на циклічну тріщиностійкість при низьких та кріогенних температурах. Розроблено зразок і методологій визначення- характеристик опору матеріалів зародженню • втомних макротріщин, а також спосіб дослідження впливу залишкових напружень на циклічну тріщиностійкість зварних з"еднань (А.с. ІІ58В55). .

На основі встановленого зв"язку між стадіями зародження і росту втожої иакротрішши запропоновано новий метод розрахунку періоду зародження втомної макротрішши біля концентратора напружень по кінетичній діаграмі втомного руйнування матеріалу.

Показано, ао поверхнева пластична деформація (ПОД) в сере-дивиші рідкого азоту е більш ефективним технологічним засобом підвадення границі витривалості гладких та надрізаних зразків порівняно з традиційніша методами ШЩ при нормальній температурі. Використання ПЩ для надрізаних зразків з циклічно зміцнюва-ни:: матеріалів в противагу гладких зразків не дао позитивних результатів. .

Запропоновано критерії схильності матеріалів до низькотем-

паратурного окрихчення, на основі яких опрацьовано не годиху,риз рахунку_більш-високих-допуетиідіх напружень в кріогенних конструкціях, шо дозволяв зменшити їх матеріалоємність.

Встановлено, ко при збереженні високої низ ькотеидературної циклічної трішиностійкості а хромонікельмарганцевих метастабільних аустенітних сталях та їх зварних з'єднаннях допускається фазова нестабільність,, яка не перевищу-? 50/6, що сприяв економії легуючих елементів* передусім дорогого 'нікелю. З точки аору ме— * ханіки низькотемпературного втомного руйнування поставлена під сумнів доцільність використання метастабільних аусїенітних сталей після деяких режимів о<$"я№ої пластичної деформації. .

Визначено вплив ряду металургійних і технологічних факторів на циклічну тріщиностійкість високоміцних алюмінієвих сплавів. Поэудовано діаграми конструкційної міцності промислових алюмінієвих сплавів для вибору матеріалів з-оптимальний поєднанням характеристик міпності і циклічної тріщиностійкості- при нормальній та низьких температурах. •

Результати роаоти були використані для потреб багатьох науково-дослідних і виробничих організацій при оцінці працездатності конструкційних матеріалів в експлуатаційних умовах і-знайшли застосування б ряді галузей промисловості з річним економічним ефектом .Зіля І шін.ярб. (в цінах 1990 р.).

Основні полоаення. шо виносяться на захист:

1. Модель зародження втомних тріщин Зіля концентраторів напру-

‘ жень і методика еизкачення характеристик циклічної тріщино--стійкості матеріалів на стадії зародження макротртини. • .

2. Моделі» росту втомних тріщин і оснований на ній метод рЬзра-

хунку періоду зародження втомної макротріщини в околі.концентратора напружень. ' .

3. Дані про закономірності низькотемпературного втомного руйнування ка стадіях зародження і росту тріщини. Метод ПОД в рід-, коцу азоті для підвищення витривалості металічних виробів.

4. Критерії схильності матеріалів до низькотемпературного окрих-

чення та підхід до використання низькотемпературного зміцнення матеріалів. • ’ • -

5. Рекомендації'щодо підвищення міцності та низькотемпературної циклічної тріщиностійкості ряду хромонікелевих і хроионіквль-марганцевих сталей різного рівня міцності, уявлення про роль.

мартенситу деформації те. встановлені межі необхідного вмісту аустеніту в кріогенних сталях з мартенситно-аустенітною сгрук-" -турою.

6. Пропозиції по способах отримання оптимальних модифікацій алюмінієвих- сплавів підвищеної міцності і циклічної тршшіостїИ-косгі при низьких температурах.

Публікації та апробація роботи. По темі дисертації опубліковано 70 праць в журналах та збірниках, отримано І авторське свідоцтво на винахід. Під керівництвом автора захищено 2 кандидатські дисертації. Найбільш важливі положення роботи доповідались на таких наукозик форумах: Всесоюзна нарада "Науково-технічний прогрес в літакобудуванні” (Київ, 1976); УП, УШ та IX Всесоюзні конференції з питань втоми металів Шосхва, 1977, 1382, 1986)? науково-технічна конференція "Руйнування металів та зварних конструкцій при низьких температурах® (Якутськ,, 1978); симпозіум з механіки руйнування (Київ, 1978); І, П та її Всесоязні конференції "Міцність матеріалів і конструкцій при низьких температурах'1' С Київ, 1982, 1986; Винниця, 1991); науково-технічна конференція . "Проблема зниження иатеріадазмносгі, підвищення надійності та ефективності мавші" (Рівне, І982); її Всесоюзний симпозіум "Сталі і сплави кріогенної техніки" (Батумі, 1983); иікнародна конференція "Кріогенні матеріали та їх зваріса" (Київ, 1904); ІУ Все-сопзний семінар "Водень в метеках" (Москва, 1984); І Всесоюзна конференція "Механіка руйнування матеріалів0 (Львів, 1987); X ' міжнародний колоквіум "Механічна втома металів" (Дрезден, .1989).

Структура та обсяг роботи. Дисертація скяодпзться І2 вступу, л"яти розділів,.загальних висновків, бібліографії і містить 270 сторінок машинописного тексту, 105 рисунків, 20 таблиць, список літератури (402 найменування). ■

' ' . ЗїШ-РОБОТИ .

У вступі висвітлені актуальність просіяєш, досягнення та недоліки у її вирішенні вітчизняними та .©арубішики вченими, сформульовані мете роботи, загальна постановка задач, -і такої» осцсвний зміст по розділах дасзргації.

У першому розділі зтокне руйнування аналізується як процес, хо о.«гддаться з кількох стадій. Більш детально розглянуто яви-

па, які відбуваються на початкових стадіях втоми металів. Для _______

вивчення зародження та росід_втомиях-?ршиіг~пдщШоновано зразок "у-нигляді диска з яргіЯошш надрізом, отримано формули для визначенім капрукзно-дефорловаиого стену н зоні концентратора наПру-пеігь і у вершині тріщини, т виходить з концентратора.

На основі візуального огляду, результатів рентгенівського дослідження процесу лагсопичгння поикодауваності біля концентра- ' торів напружень, кінетики та ефекту закриття малих тріщин, що' виходять з вершим концентратора, иікрофрактографії початковий стадій втогаого руйнування, а гакоа відомих літературна даних1 (про аномалію поверхневої грошщі текучості, "плівкову" модель поверхні тіла, критичні трівнна та ті, які ке розвиваються) е^ор- . «ульовзна модель зародження втомних мзкротріст в зоні концентраторів напружень (багато у чопу справедлива і для гладких зразків). Згідно моделі зарод«9ннл втокної імкротрідини визначаються, не одним (як це прийнято до сих пір), а двома параиетраш (рис.І): ашлітудоп локальних напрунень Д&р (або деформація) та величиною характеристично! зони (І* , яка формузться внаслідок анока- ' лії границі текучості приповерхневих варів матеріалу і служить константол матеріалу та умов випробування (тобто залежить від мікроструктури матеріалу і експлуатаційного середоввда).

Величина локальних напруяень й<3^ визначається із розрахованого у пружній постановці розподілу напружень ДЄГц по осі СТ , язса співпадає з віссю надрізу, при ЗС=(І* (рис.І). Чим більпа швидкість вичерпання яластичностіг ІГц.і.з_ в зоні надрізу ' (швидкість циклічного деформаційного зміцнення), наприклад, з ' ростом амплітуди навантаження, рівня иіцності матеріалу і т.ін.., тим иеніш характеристична віддаль . В роботі аналізуються різні експериментальні кетоди знаходження величини СІ.* (.візуальний, рентгенівський, йікрофрзктографіодий, за ефектом закриття ‘ тріщини, по кінетиці иалих тріетн, спеціальною обробкою результатів випробування зразків з різниші радіусяш концентраторів напружень), а такоя показана непридатність для цієї мети існувчих аналітичних підходів.-Встановлено, ио характеристична віддаль (І* кояе на порядок перевішувати струтггуршй параметр матеріалу (величину зерна, віддаль мів включенням вторинної фази та • ін.). '

' Приповерхнева кзкрозояа довгйною СІ утворюється протягом інкубаційного періоду. Одіїочасио виникають иікрообластг, в яких-

Щіап

ч

4-'

. А Б

& фгЩа. і Т

су

'і<т

>іт

Рис.І. Схема процесу зародження атомної дакротріщини " в гладкой/ (а) та надрізаної^ (б) зразках.

напруження досягають критичних значень, ио призводить до зародження системи мікротріщш: в ожолі поверхневих екструзій і інтрузія в циклічно внязких матеріалах (область А на рис.І) та біля приповерхневих включень в циклічно крихких матеріалах (область В). При їх подальтоцу розвитку зона СІ* стаз свозрідним потен- •

, піальнші бартером, оскільки макскцуи напружень та деформацій знаходиться на віддалі від поверхні (рис.І). Аномалія приповерхневої. межі текучості матеріалу і бартерний ефект характеристичної зони іі* визначають специфічну кінетику шлих (довжиною £$ <-(І* ) втомних тріщин, а останній з двох названих факторів зумовлює наявність тріщин, які не розвиваються (також дов-, жичою ех їй* ) при низьких амплітудах навантаження (на границі витривалості• і нижче). Таким -чином, в характеристичній області СІ * звродгуегьсп і розвивається системі малих тріщим шляхом повшрення найбільш сприятливо орієнтованих або злиття зустрічних мікротріщин, поки одн-з а них не досягне границі області й * . ставим домінантною. З цього моменту угв тепер контролюється тільки прсщес&ии кол> її вершни, тут задовольняються умови «атомодальності, тобто ьока яеретворветься в макротріїдину а вихідною довтакод **£[ і в властиво» їй пластично» зонбв 7р

(рис.і). Час, необхідний для__цьоід.-визначад-період-5тщ5джейня т?шфотрі::цини 77} , я:-сиЯ залежить від рівня локальних напружень .За ним настаї період поширення макротріщини довжиною £д >СІ*, який олисуоться стандартно» кінетичною діаграмою'втомного руйнування (ОДВР).

Б роботі запропоновано методику : побудови залежнос-

тей (А<5^, Л/т ) .і ( £?** N1), яка пройшла апробацію на різних конструкційних матеріалах. Показано (рис.2), ио ці залежності інваріантні по відношенню до геометрії зразка і способу прикладення навантаження, тобто вони з діаграмо© опору матеріалів зародженню втомної макротріщини довникою = (І*. Крім того, маючи таку діаграму, коша для довільного елемеьта конструкцій з концентратором напруяекь розрахувати амплітуду номінальних напружень &*3/іот (амплітуду кавактаяення &Р ), необхідну для зародження макротріщини довжино» с І* при заданому числі циклів навантаження /V/ , якшо відомий теоретичний коефіцієнт концентрації напружень о( <5 .

І/ ЯР Ц(4лсл

■ Ю* ір •& Цдикл

Рис.2. Вмив геометрії зразка і способу прикладення навантаження на залежність числа циклів /Уг до зародження макротріщини та характериртичної. віддалі а в,ід розмаху локальних напружень До^ у сплаві ДІбчІІ.

У другому розділі викладено, концепцій ппо взаємозв'язок

процесів зародження і росту макрогріщин. Сформульована модель розвідку птоших макротріщин, у якій .макротріщина розглядається як гострий надріз радіусом уЧр// = #”*. Спереду Його такои .Дорізується. характеристична зона сі * , яка визначу зародження нової (приріст ьлхідної) макротріщини £а - с/ х якісно і у відповідності о тиш а залегшо^тями (.£6^, А/-) ) і ( (І** >, що й для

зразків з концентраторами. Цей процес ув-зсь час повторюється, і тріщина підростав на розмір СІ* , де величина <5^^ в какростриб-ком, передушзи для якого формуй попередня вершина макротріщини. Однак цей стрибок -умовний, позаяк у мікрсмасзтабі процес неперервний і полягав у накопиченні поіак їжуваносгі шляхом зародження і розвитку мікротріщин в характеристичній зоні впливу попередньої вершини макротріщини. Стрибок .макротріщини відбувається через /У? циклів на величину характеристичної віддалі Д н , тому швидкість росту макротріщини

. . (І)

Доказано, що при цьому розмах коефіцієнта інтенсивності напружень АК у вершині макротріщини становитиме

&К~ 0,886&<Зу'ЛГГ (2)

Внаслідок викладеного, експериментальні залежності Д^) і

(,6?*, /V/), отримані для зразків з надрізом, визначають кінетичну діаграму втомного руйнування (ВДВР), яку можна одержати простою .перебудовою цих залежностей (рис.З). Кожній парі точок А і ' А на діаграмах зародження макротріщини буде відповідати.точко А" на І{ДВР, координати 2Г і А/С якої визначаються координатами Му і Л/>¥. точок А і А1. '

На різних матеріалах було підтверджено, що розрахункова діаграма добре описує експериментально зафіксований ріст втомних шкротріїцин при високій (/'? = 0,7) асиметрії циклу навантаження. Встановлену, ідо це обумовлено принаймні двома об'єктивними факторами : І) на відміну від стадії поширення, на стадії зародження макротріщини довжино» £д (І* есеїст закриття тріщини відсутній; 2) концентратор порівняно з тріщиною, активуз більшу зону і оредруйнування і сприяє максимально повній реалізації крихких мі.ч ^механізмів руйнування. Ці відмінності усуваються, коли мак-ротрівина росте прн високій асиметрії циклу навантаження,

Бнхо,лчи з описаного ввде взаємозв'язку мі а зародкенням і Ростом втомної макротріщини, шжна ріоиги зворотн. задачу: по

Рис.З. Схема лоЗудоші розрахункової кінетичної діаграми втом іго руйнування, .

КДБР, отриманій при високій асиметрії циклу навантаження, розрахувати поріод зародження махротрішинм довяшноо у зразках

з концентратором напружень довільної геометрії (рис.4). Для даних геометрії зразка і спосоЗу прикладенняі навантаження ДР розт раховують розмах номінальних напружень по/п * потім при відо-

_ иаьг/ значенні р визначають розмах максимальних напружень у ' вершині концентратора Д&у тах, після чого’ при відомій величині ■ СІ * матеріалу обчислюють ре'мах локальних напружень • За'

фориулоо (2) розраховують величину ЛК , а КДБР знаходить . відповідну цьому значенню ^3 К швидкість росту тріщини V, з урахуванням якої із співвідношення (І) отримують значення /У/ .

' Руйнування на границі витривалості розглядаються з двох позицій: можливості розвитку початкової макротріщийи, у геряині якої задовольняється умова &К 7 й/( іН. л та можливості зарод' аення початкової макротріиини. Надаючи пріоритет другій позиції і виходячи з моделі автора, для розрахунку границі витривалості гладкого зразка і величини йа безпечного дефекту (максимальної тріщини, до‘не розвивається) запропоновано такі вирази: ■ ‘ ' • • '

Рис.4. Кінетична діагсаш втомк )го руйнування (КДВР) сплаву І420ТІ при .V = 0,7 (а) та залежності числа циклів А'/ ДР зародження шк по тріщини від размаху амплітуди навантаження ' Д Р (5,в! у різних зразках (лінії - розрахунок по ЗДІоР, символи - експериментальні дані): а - р.в 0.5 щ (залежність І) та р « 1,5 ш (залежність 2); о - а* 0,75 ш (залежність 1) та уО* А ш (залежність й).'

тя-т.ігаАКіЬфіаїьҐ'*; <3>

а,-«■”* - ),г72(лКіь.#ие*)і, 14>

де - ефективний поріг втоьм на стадії росту ьикратріщини; - характеристична зона при базі випробування /И;* Ю

циклів. Констатовано, во для циклічно знешцновашх матеріалів характерні .’ичяа зона однакова в гладких і надрізаних зразках; для циклічно зміцнюваних матеріалів вона в гладких зразках може бути значно більшою, ніг в надрізаних. . ''

Тчетій розділ містить виклад розроблених експериментальних засобів-і методики низькотемпературних втомних випробувані;, опис ко, лрукції оригінальних дослідних каиер та установок. Тут ав розглянуто закономірності спливу низьких температур на зародження і ріст птожих гріаин. Встановлено, во прн зародженні иакро-тріїцини низька температура випробування обумовлю; підвищення ло-

калы их напружень Д<5^, тим більше, чим нижча амплітуда нагрузки . Характеристична зона <Я^оіілдьоі^в-ааяежно(ггг~від~на'геріалу~ може рости, залишатися незмінною або зменшуватися. При реалізації крихких мікромеханізмів руйнування з пониженням температури 'величина сС* помітно падао, тим інтенсивніае, «им більша амплітуда навантаження. ;

■ ' Досліджено вплив поверхневої пластичної деформації (ПДД) на зародження втомних тріщин в гладких і надрізаних зразках. ПОД ’ здійснювалась вібруючими стержнями при нормальній та низькій (в .середовищі рідкого азоту) температурах. Порівняно з вихідними

■ зразками підвищення порогового значення опору зародження втомної макротріщинл в зразках,віброоброблених при нормальній і низькій температурі, становить відповідно 15...20;» і ЗО...40/». Як свідчать дані виміру мікротвердості, її значення на поверхні в 2-3 рази, а глибина наклепу в І,3-І,5 разу більші після ППД в рідкому азо- , ті, ані» лри ПОД на повітрі при нормальній температурі. При цьоь*у виявилось, що застосування ППД в надрізаних зразках з циклічно зміцнаваних матеріалів на відміну від гладких зразків не дає позитивного результату. Пояснюється це тим, що в таких матеріалах рівень руйнівних напружень у вершині надрізу перевищує їх границі) текучості. .... ,

Різна і часто протилежна зміна величини локальних напружень А5у та характеристичної зони пониженням температури

зумовлюз неоднозначний вплив низької температури на ріст втомних макротрішш. ^оказано, що він залежить від структури,- фазового ‘ складу та величини навантаження. В результаті встановлено три '

* основні (оскільки можливі часткові випадки) типи зміщення низь- . котемлературник ЗДВР (рис.5). Перлий тип зміщення діаграми ха--ракторний для холодостійких матеріалів; другий - для матеріалів з типовим в"язкоі'рихким переходом; третій - для металу шва звар-' них з"єднань матеріалів з нестабільним фазовим складом, схильних •до крихкого руйнування. Другий тил зміщення низькотемпературної • КДВР відбиваа той факт,’зо циклічний в"язкокрішшії перехід (який супроводжується прискоренням р<?сгу втомної трішини при низькій

- температурі порівняно з її швидкістю при нормальній температурі) на відміну від статичного е двопараметричним процесом і залежить не лише від температури випробувань, а й від коефіцієнта інтенсивності напружень у вершині тріщини,' так до при.низьких амплітудах навантаження незалежно від температури випробування він не , спостерігаються. •

ЩАК)

Рис.5. Основні типи зміщення низькотемпературних кінетичних діаграм втомного руйнування. Суцільна лінія - діаграма ■ при нормальній температурі, штрихова - при низькій температурі .

Визначено зв"язок типу зміщення діаграми з мікромеханіздами росту втомної тріщини. Зокрема, першій тип має місце при реалізації розшарувань по площинах ковзання (циклічного квазісколу), бо-роодчастого та високоенергозмкого ямкового механізмів; другий та третій типи - при розвитку тріщини у високоамплігудній області навантаження шляхом внутрішньо- і мікзеренного сколу, низькоенер-гозмкого ямкового механізму. Встановлено; оо ефект закриття втомної тріщини і асиметрія циклу навантаження не впливають на тип зміщення низькотемпературної КДВР матеріалів. ' ■

Показано, ио відомі аналітичні підходи не спроможні описати усі випадки температурної залежності швидкості росту втомнгї тріщини. Вони передбачають лише зменшення швидкості росту тріщини із зниженням температури, але не моауть описати її температурну зміну в умовах низькотемпературного окрихчення матеріалів. Зокрема, кінетична рівняння йокоборі ‘ .

~ ип-а(а(АК}

V- в

ехр

лт

(5)

да В, У-9, О. - деякі постійні матеріалу, може бути застосоване тільки при першому типі зміщення низькотекпера урних ОДВР 8

сере, яьоамплітудній області навантаження.

------Розглянуто-кореллцію теше рагу рної зміни характеристик циклічної тріщиностійкості і короткочасної статичної міцності матеріалів. Головною відмінною осо Зливісто зміщення низькотемпературної ЗДВР з характер температурної зміни циклічної тріщиносгіЯкості в високоамплітудній області, тому тип зміщення може визначатися коефіцієнтом . '

, 161 де &К- розмах КІН при 1/ » 10"® м/цикл для нормальної С293К) і низької (Т) температури випробування. При І х-ипі зміщення дів- . грами Pf / , у випадку П та Ш типів - уЗу < / . В роботі показано, що при швидкостях ЇГ» І0~6 н/цикл в матеріалах досить повно реалізуються крихкі механізми руйнування, якшо для них іс- . кують передумови. З іншого боку, такі швидкості росту тріщини Щ0 відповідають умовам плоскої деформації (або близькі до них), про що свідчить звичайно отримуваний при цьоцу прямий кут злому. Више рже відзначалось, що II і ІЗ тили зміщення низькотемпературної ВДБР пов"язані з реалізацією скольних мікромеханізмів руйнування, тоцу з точки зору механіки втошого руйнування критерієм схильності матмііалів до низькотемпературного ок^ихчення служить умова

</. ■ . (7) .

Дня різних класів матеріалів та їх зварних з"єднань (вивчаючи ' ■ властивості зон зварних з’єднань, випробування проводили на мік-розразках) показано, що відносний хід температурних залежностей , границі текучості &о,'і і границі'міцності ©а визначається .• мікромеханізмом руйнування. Відносна температурна зміна величин і ба оцінюється коефіцієнтом сКу при заданій температу-

рі

два /дГ

дбьгМТ

*. • • (8) л

При в"язкоіцу руйнуванні оС/ 1 (криві температурної зміни параметрів і && розходяться або паралельні). Якщо при температурі випробування починається крихко руйнування, -то оС^с ^ 1. (криві зближуаться). Іііа коефіцієнтами і існуй' цілком певний' зв"язок (рис.ба). ' ■

• Рис.б. Зі-ставлення температурної зміни статичної міцності

) і циклічної тріщиностійкосгі 1/3/1, а також статичної МІЦНОСТІ і розкриття вершини втомної тріщини ).

При е(.у < 7 мазмо < / , коли а c<.f ?•/ , то й

тобто однозначно прогнозується сприятливий (І) або небажаний (П і "І) тип зміщення низькотешературной КДВР.

Здійснено аналіз співвідношення мій параметрами в"язкості руйнування матеріалів, визначеними при циклічному (/С^с , )

та статичному (/ '^ ) навантаженні. На основі даних меха-

нічних випробувань, дослідження пластичних зон у вершині тріщини та йкро^ірактографічних спостережень зроблено висновок, що величини Яуг (/<х/с) і Кс (Кхс) 3 все к Різними характеристиками матеріалу, хоча якісні зміни цих параметрів з пониженням температури у о^гатьох випадках однакові.

З точки зору схильності матеріалів до низькотемпературного окрихчення розглянуто переваги критерій (7) відносно традиційно використовуваних, зокрема основаних на визначенні ударної в"яз-чості. Далі показано, до на прояв локальних актів крихкого руй-ну: іння ще сильніша реагує зміна розкриття вершини втошої тріщини і$при іавидкості росту тріщини 2/'» 10 м/цикл

-ДО—^—шдулб-Юнга, особливо температу рна зміна цієї величини

/у ~ ^то-* / $ to-* • (Ю)

ВИЯВЛЯЄТЬСЯ, ЩО wise КиЗфІЦІОНТБ'ОІ І J*f існуо кореляційний зв"язок, який графічно можна представим у вигляді двох прямих відрізків, що пере-мнаються при df* її /у* 1,5 (рис.63). Таум чином, зменшення величини 8iq-6 на 50$ свідчить про схильність матеріалу до низькотемпературного окрихчення. Звідси критерій відсутності крихкості можна представити як

ff *1,5- ■ (Ш

Співвіддошоння (9) містить пара; ітр циклічної тріииностій-кості &К)р-е та міцнісний параметр , що дозволило запро-

понувати на основі критерію (II) метод розрахунку допустимих напружень в конструкціях з урахуванням низькотемпературного зміцнення матеріалів (беручи до уваги, що підходи механіки руйнуванню дають можливість більш надійно екстраполювати результати лабораторних експериментів на елементи конструкцій). Виходячи з встановленого критерію (II), масмо, що при матеріал не

схильний до низькотемпературного окрихчення навіть у виппдку наявності тріщини в матеріалі при циклічних навантаженнях. Тому, прийнявши // * І, можна вважати, шо ця умова зберігааться з певною долею запасу. При гарантуванні відсутності низькотемпературного окрихчення конструкційного матеріалу коефіцієнти запасу міцності (по границі текучості) при нормальній і низькій (1) температурах приймаються рівними: ҐІТ =■ п J . Допустимі напруження при нормальній Зі низькій температурах визначаються за формула»® С©3=Є^)2//2т-і [Є’П^'Єдг fn£, тоі^г при * 1 із сї.іввідношень (9) і (10) отримуємо: .

[в г] = [<£>] (Е/Е т)// = , (12)

де уЗ£ = Е/Ет, Таким чином, низькотемпературне зміцнення можна враховувати шляхом коректування визначуваного при нормальній температурі допу гимого напруженнл за допомогою величини що значно простіше, нік відомими методами. Як зидно з таблиці, відношення обчислених запропонованим способом низькотемпературних допустимих напруиень до границі текучості при нормальній

температурі для декотрий матеріалів забезпечують запити інженерної практики и,Ь.. .0,9 €>£>?), якщо Яг* 1,5.

Матеріал І І2ХІ8НІ0Т ' } (зв. - 04ХІ9Н9) 07ХІЗН4АГ20 Г ! ДІ6Т

Зона зварного з'єднання } ОМ 1 ! І І ЗТВ | ш ОМ І ом

С &Т1 /&0,2 1 1.56 і 0.94 І 0,84 { 0,71 | 0,63 0,75 1 0.91

і 1,17 0,56 | 0,68

Примітка. Розрахунок здійснено для температури Т *« І ІЗ К. Ь чисельнику дані розрахунку при 1,5; в знаменнику -пг « 2,0.

При розрахунку прийнято //=* І» хсча низькотемпературне окрихчан-нл не спостерігаються при 4, 1,5; тобто існуо деякий резерв для підвищення г] , якщо критерій' ^ вибирати в інтервалі І...І,5. Наприклад, для Ш зварного з"однання сталі 12ХІ8НІ0Т при /у ж Лга 2.0 отримуємо СЄГГ3 * 0,76

. В четвертому розділі наведено результати механічних, мікро-. фрактографічних, рентгвноструктурних та мікроструктурних досліджень, які іозволяюгь пояснити відмінності у впливі низької температуря на ВДИ» аустенітних, мартенситних, аустенітно-мартенситних та мартенситно-старіичих кріогенних сталей. •

В ро5оті детально вивчена низькотемпературна циклічна тріщи-ностійкість хромонікелевих і хромонікельмаргачцевих аустенітних сталей та їх зварних з"аднань. ОсоЗливу увагу звернено на встановлення зв"язку між їх характеристиками циклічної тріаиностійкості і разовим складом (фазової нестабільності). Показано, що тради--ційна кріогенна сталь 08П8Н10Т (ОМ), метал шва (Ш) і зона термічного впливу (ЗТВ) її зварних з"однакь чинять-надзвичайно високий опір росту ьі'омних тріщин, який зростає з пониженням температури випро5увань, тобто спостерігаються явно виражений 1 тип змітання низькотемпературної ОДВР, де значення АК(Ь і А помітно зсуваються вправо. Наприклад, при температурі 77 Я коефіцієнт убу для ОМ становить 1,53; для Ш -1,19; для ЗТБ - 1,12. Аналогічні результати одержані для хромонікелевої сталі 03ХІ6Н9М2, призначеної для нрупногаЗар^тних зварних конструкції: для різних зон зпарних з"сднань цієї сталі кое^іціснт /?/в 1,47,.. .1,50. В зломах зварних з’єднань сталей 08ХІ8НЮТ і 03ХІ6п5М2 практично

-Відсрткі--утаотпгт<рїш<ого_р/Пнування, не"іть після випробувані» при температурі 7?!{, хоча фазовий склад суттєво зміниться. Рентгено-структурким аналізом встановлено, що під впливом циклічних деформацій при нормальній і низькій тешеf-ітурак вихідний аустс.іт на 70...100% перетворюог: :я в -мартенсит деформації. Отксе, тріщина розірвалась у мартенситі деформації по в”язким 'енергоємним мікромеханізмам втомного руйнування. При цьому виникав питання, яка тут роль мартенситного перетворення і безпосередньо мартенситу деформації. З ці ею меиа були вивчені закономірності р^сгу втотих тріщин з сталі 03ХІ6Я9М2 після об"єшої пластичної деформації (ОГЩ) розтягог при нормальній та низькій (77ІС) температурах. Якщо ОГЩ, здійсн,. на при температурі 2931{, змінюи тільки субструктуру вихідного аустеніту, то це практично не позначається на кінетиці втомної тріщини при нормальній та низькій температурах. Якщо сталь містить оС -^азу у кількості 10...15% вже у вихідному стані після ОГІД при температурі 77ІС, то швидкість росту тріщини .

і.^и температурі 77Н в залежності бід pit я навантаження в 2...10 раз більша, ніа в сталі без ОДД. Таким чином, високий опір рсз- ' витку низькотемпературного втомного руйнування хромонікелевих метастабільних аустенітних сталей обумовлений безпосередньо самим мартенсит ним перетворенням, який приводить до релаксації напружень в зоні передруйнування шляхом поглинання енергії.

До недоліків аустенітних хромонікелс-их сталей відносяться низька міцність при нормальній температурі, а також порівняно висока вартість, зумовлена підвищеним вмістом дефіцитного нікелю. В останні роки розроблено'сталі для кріогенної техніки, в .сотрих для стабілізації ^-твердого розчину нікель повністю або частково замінений марганцем, а для покращання міцнісних властивостей аг ітосовують нітридно та інтерметалідне з- ітдеення. При дослідженні сталей 07X13Н4АГ20 , 06Х20НЮАГКШ і 06Х20НІ0АГЮМБ було встановлено, що стабільноаустенігні хромонікельмарганцеві сталі мають у 1,5-2 рми вищу границю текучості, ніж традиційна кріогенна сталь 08ХІ6НЮТ та високу низькотемпературну циклічну тріщиностійкість. Твердорозчинним зміцненням при легуванні азотом до 0,455 можна довести границя текучості хромонікельмарганце-вих-сталей до 400...500 МПа при збереженні велі дми fly*!,!...

1,2. Більш високі значення міцності (Єї^т-бО0 МПа) та порогу втоми s 10 MHa-VS) дося зиться додатковим зміцненням дис-

персними виділеннями інтермвталідів, причому легування ніобієм

мао помітну перевагу перед ванадієм.

При зменшенні вмісту нікелю в хромонікельмарганцевих сталях спостерігаються фазова нестабільність. її вплив на низькотемпературну циклічну трішшостійкість детально вивчений на прикладі сталі ОЗХІЗАГІ9 та зварних з’єднань сталей ОЗХІЗАГІ9 (зв.-07X13-АП9) і 07ХІЗН4АГ20 (зв.-07ХІЗН4АГ20, ЗВ.-04ХІ9Н9 і зв.-05ХІ5Н9-Г6АМ), Встановлено, що циклічна тріииностійкісгь метастабільних: матеріалів з пониженням температури-істотно падач, в результаті для ОЙ і ЗТВ мао місце II тип, а для ШІ - Ш тип зміщення низькотемпературної ВДіЗР; коефіцієнтуЗу зменшується до величини 0,55...

0,6. Поширення атомної .'ріщини при середніх та високих ампліту-. дах навантаження відЗуваоться шляхом міжзеренного сколу, Дей процес супроводжується фазовою нестабільність в зоні передрукування, причому на в і діді ну від хромонікелевих сталей иартенсигне перетворення йде за схемой у С - мартенсит —— о( - мартенсит не до кінця, так ^ матеріал у вершині тріщини.має трьохфазну структуру. Показано, що інтенсивність перетворення при циклічному навантаженні більша, нік при статичному навантаяенні; його зако-помірності практично однакові для різних зон зварного з'єднання; вміст <Г-фази в зломі (на рівні 10...15^) слабо залежить від ступеня дефопмації і температури випробування; кількість сС -^ази різко змендуеться в міру віддалення від поверхності ЗЛ0Кф\ и кількість 6 - 4азн мао максимум (до ЗО...40$) на деякій віддалі (200...300 ю) від неї; чим інтенсивніше мартенситне перетворення, тим сильніше падіння низькотемпературної циклічної тріщиностійкою і. Остання з названих с .кономірностей носить порого-вий характер (рис.7): низькотемпературна циклічна тріминостій-кі~ть зменшуоться у порівнянні а трішиностійкістг при нормальній температурі К уЗр < 7 ) тільки при наявності в зломі 'ітльщз 50% мартенситу деформації. Отхе, ящо фазова нестабільність не перевищуй 50/2, мегасг”бількі аустенітні хромонікельмарганцеві сталі цілком придатні, що зг.безпецу-з економій легу»чих елементів, з першу чергу нікелю. Дослідження тонкої структури, детальний мік-рофрактографічшій аналіз (в току числі із застосуванням травлен- ■ ня поверхні зломів), вивчейяя розподілу легуючих елементів за допомогою мікроаналіаатора показали, що низькотемпературна втомне -руйнування цих матеріалів внаслідок розвитку тріщини шляхом ' иіюеренного сколу з резул.гатом специфічного впливу Марганця та азоту. Вони зушвлюоть переважно приграничне ілартенситне пере-

Рис.?. Залежність ns-.jbKOTei.j-пературиої циклічної тріщи-ІіОСТІі-ЛСОСТІ від кількості імогенситу деформації (Л£?) в зварних а єднаннях хромо-нікельтргаицевих сталей: о-с<м; а-<£ц+<£міі І -06Х20Н10ЛГ10М*: -2-0М,«-ЗТВ, 4-Ш О 7X13! МЛГ20 (зв.-07;(ІЗИ4АГ20>: 5-0М,6-ЗТП. 7-Щ 03ХІЗАГІ9 (зв.-07X13-АЛ9): 8-3 07ШН4АГ20 (зв.-б5ХІ5Н9Г6М): 9-Ш1 07ХІЗН4АГ20 (зв.-64П9Н9).

О 20 40 60 М0,%

тчорення з формуванням <?-мартенситу, які'й служить бар"сром для внутрішньозеронного росту тріщини, а такса зєрнограничні виділення карбонітридіз. Тому для хромомаргаицевиії сталей повинно бути .дужа перспективніш мікролегування бором, цирконієм і Р2М, які зменшують рухливість біля границь зерен вуглецю і хроцу, а такоя ніобісм і титаном, які змінюють енергію дефектів упаковки та зв"язують в аустеніті вуглець і азот.

При розробці високоміцних кріо. енних сталей дослідники звертаються до матеріалів з «архенситною, бейиітмоо, мартенситно-аустенітною та іншими структурам, усвідошюачи при цьому, що підвищення мімісті і ОЩ-кристшіічна гратка можуть призвести до ' суттаного Пониження трідипостійності таких матеріалів, особливо при низьких температурах. Таким чином, задача зводиться до пошуку певного оптимального рішення - створення високоміцних і тріщиностійких штеріалів. ■

В роботі встановлено, по незалежно від хімічного складу і природи з’’{цнення для хромонікелевих і хромонікелькоЗальтових сталей з шртенс'тноп структурою (низьковідпущекиь вуглецевистий мартенсит, шловугчецавьй легований мартенсит, відпущений мартенсит з подальшим вторинним твердінням, високолег^вачий мартенсит післіі старімя) ь шрокоцу діапазоні значань їх гранипі текучості (620..«1900 ШЬ) характерний П гт зміщення низькотемпературної 1ЭДВР, коефіцієнтдля цих сталей знаходиться на рівні 0,4...

0,8; втоша тріщина при середніх і високих ашлі удах наванта-

кешш поширюється шляхом внутріпньозеренного сколу. Ефективним засобом підвищення Її тріашостіЯкосгі при низьких температурах е формування аустеніту (залишкового після гартування або зворотного після відпуску). На основі мікро^рактографічних і рентгено-отруктурних досліджень констатовано, що в усіх цих сталях аустеніт при циклічних навантаженнях повністю перетворяться в ^-мартенсит деформації, а енергетичний баланс даного процесу забезпечуй перехід мікромеханізцу руйнування від внутрішньозеренного сколу до ямкового з утворенням на поверхні злому високоенергозм-них де^юрмаціЯкик гребенів. Для досягнення високого опору росту втомних тріщин при низьких температурах (у^2-І) необхідна кількість аустенітної ^іази залегать від системі легування і зміцнення г.талеЯ (рис.8). Наприклад, в сталях типу 05ХІ4Н5.. ,7ДМ вона складає 45,..50$; е сталях типу іоХІ4Н2,2...6,5АМЗ з підвищеним вміс том вуглецо і азоту - 65»..953* в сталі ОЗХ5Н9.С5МЗ, в якій кобальт сприяє з^стгіїда в"г.зкості і пластичності матриці, - 25...

ЗОХ. Отже, в хрсмонікелег-х і хромомарганцевих сталях активована деформаціє» мартенситне перетворення прямо протилежно спливав на їх низькогоипорзтурну циклічну трішностіЯкість (див.рис.7 та рис.Ьу. При цьому мартенсит деформації чинить високий опір росту втомних тріаин. Враховуючи віпескас.ане, кожна стверджувати, ио

Рис.8. За^жність низько-

/ллкггтллпъчгпипт і^и-птимпт

оіи а непрямою причиной спаду »иаькт,п»т'~датуоііаї-тріши»ос'ртйкос^4г їрогсморганцевіи сталей і зварних з'єднань, ідо провокуй їх мікзе-пенне руйнування. '

У п"ятому роа.чілі представлено г ?зультлги дослідження іушліч-ної тріаиностійхості ари тешеретурвх 293'С, 203'С і 77К ряду високоміцний алюмінієвий сплавів системі АЄ-Си-Щ '(ДІ6АТ,ДІ6чАТ, ДІбчАТН, ДІбсп/Г); АЄ-2п-Мд-Си (В95ТІ, Т2, ТЗ; Б95пчТІ, Т2, ТЗ); АР-Щ (АМгб, 1570); /// Му -(І420ТІ); А?-Си '

(120ІТІ, І20^ЇІ); А£-Си - Z/ (І440ТІ), що дозволило встановити вплив таких факторів, яї різний хімічний склад, підвищення чистоти сплавів по домішках >аліза і кремнію, рг"?сиц термообробки, попередня пластична дцформац.я (ногартовка), подрібнення зерна і формування сплавів спіканням з гранул, на їх опір зародженню і росту втомної тріаднії. Існує переконання, яке базуо'ться на даних випробувати низькоміцних аламінізвих сплавів, ио вони не схильні до низькотемпературного окрихчення. Використання нових металургійних і технологічних способів аіЗО можливість підвищити їх міцність в

1,5-2 рази. В роботі показано, що тим не менше циклічна тріщино-стійкість більпості таких сплавів з пониженням температури випро-

бування зростає. Проте встановлено несподівані для алюмінієвий сплавів винят;:;! (рис.9). Визначено, що зони полегшеного ковзання довкола виділень, що утворюються а результаті перестарювання за режимом ТЗ, а причиною падіння тріциноетійкості сплавів типу В98ГЗ і ВЭбп'Л'З і;ри кріогенних (770 температурах у високоамплі-тудній області навантаження (рис.9а). До аналогічного наслідку призводить подрібнення зерна у сплаві 1570 (рис.95), де до того к через відсутність ефекту закрнття-тріщини спостерігаються аномально низький поріг втоми (а кг0'™) » а також легуван-

ня лігісіи сплаву І420ТІ (рис.9в), яке негативно позначааться на стлввак систом і А£-Са , .

ІІоказшт доцільність підвищення чистоти сплавів по домішка* заліза і кремнію та застосування нагартовки в сплавах типу

№шт 5ообт &<&№

Рис.10. Діаграїйі конструкційної міцності алпмінічаих сплавів на сталії зародження (а,5) і росту і в,г) втомної макро-тріиини в низько- (р.в) і високояшлітудній (о.г) областях навантаження при температурах 293.К (о) і 77К (о):

' І - ДІбчЛТ; 2 -ДІбтДТІ; 3 -_ДІбчАТН; 4 - ДІооЛ; 5 -395пчі 1^ 6 - В9этчП'2: В95п</Г3: 8*- АМгЗ; 9 -*1570;

г0 - І4Й0ТІ; II - І2ІІТІ; 12 - І209ТІ; ІЗ - І440Ті.

Діб, пригну в результаті рісішаракгвристия-циклічної—уршипіт^— стійкості при температурі 77ІС в 1,5-2 рази інтенсивніиий, ніж прл нормальній температурі. Штучно старіння цих сплавів за режимом ТІ суттєво зменшуй !х опір росту бтошо! тріщини. Сплаа І209ТІ, отриманий спіканням э гранул, має високу-статичну иіцність; характеристики його циклічно! тріщиностійкості ростуть з пониженням температури, однак за величиною вони знаходяться на порівняно низькому рівні.

Згідно даних випробувань алюмінієвих сплавів,' ніж характеристиками опору руйнуванню на стадії зародження і на стадії росту ідаиротріщини і с ну з пряма залеетість, шо узгодзусться з розглянутою више моделлю втомного руйнування. ,

Отримані результати узагальнені а діаграмах конструкційної міцності досліддених алюмінієвих сплавів (рис.10). Виходячи з діаграм, через оптимальне поєднання властивостей міцності і трі-щипоетіЯкості перевагу слід віддати сплавам В95т/ГІ і ДІбчАТ'Н. Оскільки в певних ситуаціях (наприклад, в активних середовищах) властивості сплаву В95тіТІ погіршуються, він може бути успіпно ' замінений сплавом Б95пчТ2, Якщо а керуватися міркуваннями підви-

• даної нивучості конструкцій, то найяращим треба визнати сплав ДГ.богД1 ЩбЗТь

ОСНОВНІ РЕЗУЛЬТАТІ РОБОТИ .

В райках концепцій структурно? механіки руйнування отримано нові наукові результати та практичні висновки: 1

І. Встановлено, ио через1 аномалію границі текучості припо-, верхневих шарів металів в циклічно навантажених елементах конст-

• рунцій біля концентраторів напружень утворюється характеристична

зона передруйцуаання вфіиадноо СІ *, яка залежить від властивостей матеріалу та удав навантаження і визначав закономірності росту малих тріщин довжиною та розмір початкової

ивкротріщини в матеріалі - СІ*. Характеристична область сі може на порядок перевищувати структурний параметр матеріалу і, як правило, зменшується із збільшенням амплітуди навантаження або рівня міцності матеріалу.

• 2. Сформульована модель зародження атомних какротріїцич біля концентраторів напружень, згідно якої цей процес розглядавгься дьопараметричним і визначається такими параметрами: розмахом локальних налружень 40^ (або деформацій) і величиною характерм-тичної області ■ Д * • Упрацьозана методологія знаходдення цих

параметрів і характеристик опору матеріалів зародяенню втомних шнротріщют. • . .

3. Запропоновано розглядати втомну кякротріщину як концант-

го підходу ріст втомної макрстрішини моделюються як повторювані акти її зародження у відповідності з залежностями, встановленими для концентраторів напружень. Розглянуто відмінності ні а стадіями зародження і росту манротріщивн, 'з урахуванню яких період зародження втомної макрогрішини -5гля концентратора напружень в зразках довільної геометрії розраховується по кінетичній діаграмі втомного руйнування, отриманій при високій ( & ■ 0,5...0,7) асиметрії циклу навантаження. ’

V 4. Кок таговано, ао низька температура випробування обумовлює підвищення рівня локальних напружень Д<5 % для зародження втомної макротріщни, проте може зменшувати розмір характеристичної області . Протилежна тенденція зміни цих параметрів руйнування регламенту? неоднозначний вплив низьких температур на стадії росту втомної тріщини. Попередня поверхнева пластична деформація <ШЦ), виконана в середовищі рідкого азоту, більш елективно (е

1,5-2 рази) підвищує опір зародженню втомної макрогріщини в гладких ть надрізаних зразках порівняно з традиційними методами ПЛД при нормальній температурі .

• 3. Показано, цо вплив низьких температур на ріст втомних иак-

ротріщин неоднозначний і залежить від амплітуди нозанта^ення, температури випробування, структури і разового складі' матеріалів. Визначено три основні тили зміщення низькотемпературних кінетичних діаграм втомного руйнування матеріалів і їк зварних з'єднань, виявлений такок їх: зв°кзок з мікрофрактогра^ічніпс; особливостями руйнування, ефектом закриття втомної тріщини і асшетріоо циклу навантаження. Встановлено, ко цнклічниП Б"язк5крихки!і перехід на відміну від статичного з двопараметричним про <есоч і за'л~тать не тільки від температури випробування, а й від коефіцієнта інтенсивності напружень у вершині тріщини: Іри низьких амплітудах навантаження н&залзаю від гсіяератури випробувати він на гно-отерігаать'їя. ■ . - '

б. Досліджена кореляція температурно* зміни характеристик циклічної хріїаіЕіссгійкості, короткочасної «іцкості і ударної в"язкосгх. В результаті з позиція механіки втоенсго руйнування запропоновано критерії для.оцінки схильності матеріалів до низь-

ратор з радіусом закруглзння

_ксте?гдараг}фного-окркя<геі!мттг-які-По надійності га універсальності перевищують існуючі. На їа основі рекомендузться новач.:егодііка розрахунку допустимих напруяень в конструкціях з урахуванням низькотемпературного зміцнення иатеріелів.

7. Розглянуто шляхи форимування оптіаяьного поєднання низькотемпературної міцності і циклічної трія'.шостійкості для деяких иеталіодях структур. Визначено, ідо в хромонікелевих метастабільних аустенітних сталях і їх зварних з'єднаннях високий рівень цих характеристик визначається ініційований низькотемпературною деформацією фазовим /Ґ~*~ -перетворенням, яке відбувається безпосередньо в зоні передруЯнувачия і обумовлю? релаксацію напружень в областях їх концентрації яс в мікро-, гак і о ншсрогасптабі. Однак, шртеясит деформації, який впа о^орцувавсяу структурі цих матеріалів після попередньої пластичної да|оркації, сприяй прискоренню втошого руйнування при нормальній і, особливо, низькій тешоратурах випробування. .

8. Підвищення різня иіцності стаЗілшоаусгенітних хроионі-кельмарганцевих стале;1 пр:і збереженні їх еисоіюї гаїз'ькотешера- • турпої ЦИКЛІЧНОЇ ТрІЦЙІІОСТІЙКОСТІ досягаються спільним твердороз-чинним зміщенням при легуванні азотом і іитерметаліднин зміцненням при легуванні игобісії. Б метастабільних аустенітних хромо-нікельмаргаяцевих сталях і їх зварних з'єднання* деформаційне иартенситне перетворення іт відміну від хромонікелевих сталей негативно .позначазгьея на низькотемпературній циклічній трідоно-стійкості, якщо ступінь перзтеорення перекнрз 50%. Це знаходить свій прояв у мітаеренноїгу характері руйнування матеріалів,■ зуио-вленому специфічним виливом карганір» який спзначаз утворення

Є -мартенситу деформації і з мі низ зернограшгаїу ситуацію..

9. Показано, во мартенситі структури з різною природою зміцнення демонструють дудо слабкий опір цизькотеетературноцу втомному руйнуванню. Головним фактором підвищення низькотемпературної циклічної тріциностійкості-високоміцних хромонікелевих і хромонікелькобальтових сталей а забезпечення в їх структурі поруч з мартенситом залишкового або зворотного аустеніту. Його необхідний вміст иоке количатеся ь широких межах (25...95%) в залежності гід хімічного і фазового складу сталей.

10. Дооліддено циклічну тріщиностійкість на стадіях ззрод-жоння і росту кпкротріиини шрокого олек-тру консарук’йЯиих ато-міні-гзих сплавів різного рівня міцності, а також її зміну під

- зо -

впливом ряду металургійних і технологічних факторіЕ. Встановлено, що з пониконшш температури міцність і циклічна грщикостг Якість алюмінієвих сплавів зростав, однак олір втомному руйнування» деяких високоміцних сплавів (після ;Зрестаровання, з дуне дрібним .

зерном, легованих літієм) при кріогеиних температурах може бути нижчим, ніж при нормальній температурі. На основі діаграм конструкційної міцності визначено алюмінієві сплави з оптимальний поєднанням характеристик міцності і щіклгчноітріцияостійкосгі при нормальній і низькій температурах. .

II. Результати роботи використано при створенні нормативно-гбхнічї'.их документів, а також знайшли застосування у ряді галу-' 36Й Промисловості 3 річним економічним ефектом біля І мші. кр<5.

(в цінах 1Г90 р.). _ '

Основні публікації за матеріалами дисертаційної роботи

І. Машина с инерционньм силовозбудмтелем для усталостных испытаний при зарезонансных частотах / Д.Б.Ратыч, С.Я.Ярема, И.Б.Полу-трннко, В.В.ІЬпович, О.П.Остащ У/ іиз.-хим. механика материалов. - 19?3. ~ » 5. - С. 91-93. ’ '

Z. Пластические де^юрыации около трещины в тонком диске, растягиваемом сосредоточенным симки / С.Я.Ярема, П.М.Витвицкий,

. А.И.ЗЗоромирский, О.Н.Осташ // йиз.-хиы. механика материалов. -1974. - «? 5. - С. 34-39. '

3. Осташ О .П. О характере влияния низких температур на" рост уста-

лостных тредан // Материалы ЛІ конф. молодих ученых ЙИ АН УССР. Секция 4Ш, Львов, 1975 (Дед. я ВИНИТИ, » 1138-70). -С. 134-136. • . ■

4. Ярема С.Я,,0стаа О.П. Исследование развития усталостных трещин при низких температурах // 4*;із.-хии. механика материалов.

- 1975.. - » 2. - С. 48-52. .

5. Ярема С,Я., Осташ 0..П, 0 применении кинетического уравнения

. для описания температурной зависимости скорости роста устало-г.тноп третини // йиз.-хим. механика материале з. - 1976. - . .

» 5. - С. 48-51. . •

6. Развитие уоталостноро разрушения в листовой малоуглеродистой

.стали при комнатной и низкой температурах / С.Л.Яреме, А.Я.КрисовскиЯ, О.П.Остао, В.А.Степаненко // ПроЗл. прочности. - 1577. - №'3. - С. 21-26. ... ■ , '

Влияние йизких температур на скорость и шкро^рактогра^ичеекке

- ЗІ -

особонности разаиліил-устадостиь’х-тоеаи!гт<таоуглеродистоЯ ' стали / А.Я.Красовский, 0,11.Осташ, В.А.Степаненко, С.Я.Ярема // Пробл. прочности. - 197?. -4 4. - С. 74-78. ’

8. Развитие усталостных: треяич в лйстак из алюминиевых сплавов ДІ6А и В95А / С.Я.Ярема, 0.11.Осташ, В.П.Рычик и др. // *5из. — хим. механика материалов. - 1977. - .» I. - С. 46-51.

9. из изменении скорости роста усталостных трещин в листах из

сллавов ДІ6А и В95А при понижении температуры / С.Я.Яреш,

О.П.Осташ, В.М.Белецкий и др. // Физ.-хим. механика материалов. - 1977. - »* 2. - С. 5-Ю. '

10. Остап О.П., Ярема С.Я., Степаненко В.А. Влияние низких температур на скорость и микрофракгографическио особенности развития усталостной третини в алюминиевых сплавах // Физ.-хиы. механика материалов. - 1977. - *? 3. - С. 26-30.

11. Влияние структуры стали ОЗХІЗАГІ9 на развитие усталостных

трещин при нормальной и низкой температурах / О.П.Остая, С.Я.Ярема, !{.А.0.денко и др. // Фяз.-хим. механика материалов.

- 1977, - * б. - С. 56-61. ' '

12. Осташ О.П. Влияние микроструктуры алюминиевых сплавов ДІ6 и

■ В95 на развитие усталостных трещин при нормальной и низкой

температурах // йиз.-хим. механика материалов. - 1978. -№ 2. - С. 38-42.

13. Ярема С.Я., Осташ О.П. О вязкости разрушения материалов при циклическом нагружении // Фиэ.-хш. механика материалов. -І97В. - » 5. - С. 112—114.

14. Осташ О.П. Исследование кинетики низкотемпературного устало. стного разрушения конструкционных сталей и алюминиевых спла-

' вов: Авторе^. дис. ... каед. техн. ныук. - Львов, 1978.21 с. '

15. Развитие усталостных трещин в листах из магниевого сплава МА2-І / С.Я.Ярема, О.П.Осташ, О.Д.Зинмк, А.Н.Ващенко //

>мз.-хим. механика материалов. - 1980. - Я I. - С. 64-69.

16. Ярема С.Я., Гречко В.В., Оетш О.П. Циклическая трещино-стоЯкость листов титанового сплава И20 и ее анизотропия // йиз.-їим. механика материалов. - 1980. - № 2. - С. 47-52.

17. Осташ О.П. Особенности методики исследования кінетики низко-

температурного усталостного разруления // Методы и средства опенки трсяшностойкости конструкционных материалов. - .’Сиев: Наук, дужа, 1981. - С. 231-234. _

18. Влияние низкой температуры на скорость и микроб_актографические особенности развития усталостных трещин в стали 07Х13Г20АН4 / О.П.Осташ, В.Т.)Кмур-!Слиманко, К.А.Ющенко и др. // Оиз.-хим. механика материалов. - I9BI. - № 2. - С-112—11419. Исследование развития усталостных трещин в магниевых сплавах / С.Я.Ярема, О.Д.Зинюк, О.П.Осташ и др. // Физ.-хим. механика материалов. - 1981. 3. - С. II—18.

20. Осташ О.П., }£мур-Клиыснко В.Т. Низкотемпературные кинетичес-

кие диаграммы усталостного разрушения металлов и их сварных соединение? // Материалы УИ Всесоюз. kohjj. по усталости металлов. - М.: ИМЕГ АН СССР, 1982. - С. 81-83. '

21. Остаи О.П., Хыур-Клименко. В.Т, Образец для исследования циклической трстиностоЛкостп сварных соединений листовых материалов // Материалы X кон;>. молодых ученых ЙМИ АН УССР.

Секция 4ДО, Львов, 1981 (Деп. в ВИНИТИ, № 1948-83). -

С. 120-123. ‘ - '

22. Влияние анизотропии, толщины и наработки на рост треаия в прессованных и катаных полуфабрикатах из сплавов AI6vff и

. B95niffl / С.Я.Лрема; О.П.Осташ, А.Г.Бовнянко и др. // ймз.-ким. механика материалов. - 1983. - У I. - С. 20-24.

23. Остах. О .П., Кмур-Клименко В.Т., Строк Д.П. Б.ляние мартенси-

та деформации на низкотемпературную циклическую трещиностойко сть сварного соединения стали 03XI3ATI9 // йиз.-хим. механика материалов. - 1983. - £ 2. - С. 49-55. .

24. Ниэкогешерагуряяя циклическая треаиностойкость сварных сое-

динения ге-cr-tu и fe-cr-tin сталей / О.П.Осташ, ■

В.Т.ймур-Климешсо, С.Я.Ярема и др. // йиэ.-хии. механика ма-тсриалов,. - 1983. - ^ 3. - С. 39-43. .

25. Исследование напряженного состояния диска с краевым вырезом как образца для изучения зарождения трещин / В.В.Панасдк, МЛ.Саврун, А.И.Зборомарский, О.П.Осташ // Докл. АН СССР. -1983, - 221. 4 4. - С. 816-819.

26: Кинетика усталостного разрушения титанового сплава АТЗ в воздухе, дистиллированной вода и 3,5%-ном водном растворе'

, jf«ci / Л.Р.Ботвина, С.Я.Лрема, О.П.Осташ, И.Б.Полутранко // йиз.-кин. механик материалов. - 1884. - J* 2. - С. 17-22.

27.' Исследование закономерностей низкотемпературного усталостного разрушения сварных соединен';,! сталей на Fe-or- tli и Fc-w-Kn основе / О.П.Осташ,'Б.Т.Йцур-Клименко, К.А.Оден-

-----ко-^7^Пр;гвд5сть~1к1тёриалов и конструкций при низких темпера' турах: Сб. науч. тр. - Киев: Наук, думка, 1984. - С.178-184.

28. Георгиев М.Н., Йежова М.Я., Остаы О.П. Влилиио низких темпе-'

ратур на циклическую тренимостойу ■'сть стали // Циклич^ лая трещиностойяость 1 )?алличес''их материалов и элементов конструкций транспортных средств и сооружения: Сб. науч. тр. - М.: Транспорт, 1984. - С. 12-25. ■

29. ибр&зец для исследования закономерностей зароэдзния трещин /

й.В.Панао.ок, М.П.Саврун, Л.И.ЗЗоромирскнй, О.П.Остаа // £из.-хим. механика материалов. - 1584. - я 4. - С. 66-77. ,

30. Осгаш О.И., Яцур Члииенко В.Т. Влияние структуры и фазового

состава на низкотемпературную циклическую традиностойкость сварных соединений иетастабильньис аустенигных сталей // ■

4из.-хим. механика материалов. - 1985. - Н. - С. 47-51.

31. П°наслк В.В., Осташ О.П., Костик Е.М. Эаро,едение усталостных 1 'трещин у концентраторов напряжений // йиз.-хии. механика иа-

гериалов. - 1985. - № 6. - С. 3-10.

32. Панасюк В.В., Осташ О,П., Костык Е.М. О связи характеристик

. циклической трещиностойкости материалов на стадиях зарождения

• и роста трещины // <£из.-хим. механика материалов. - 1986. -

I.» б. - С. 45-52.

33. Применение 6^ -модели для оценки периода зарождения усталостной грощикы / В.В.Панасюк, Г.С.Иваницкая, О.П.Остао и др.

// йиз.-хим. механика материалов. - 1987. - I. - С. 55-61.

34. Осташ О.П., Жмур-Кяименко В.Т. Рост усталостных трещин в металлах при низких температурах (Обзор) // <5из.-хим. меха. . ника материалов. - 3987. - !!> 2. - С. 17-29.

‘35. Влияние закрытия трещины и асимметрии цикла нагружения на ки-нетичс-'кие диаграммы усталостного разрушения при нормальной и низкой температурах / О.П.Остап, В.Т.Ецур-1{лимечко, Е.М.Костык, А.Б.Куновский // <5иэ.-хим. механика мата риалов» -

1987. - № 3. - С. 58-63. ■

36. Циклив ская трещиностойкосгь алюминиевых сплавов на стадиях

_ зарождения и роста трещины / В.В.Панасюк, О.М.Остаи, Е.М.Кр-стык и др. // Физ.-хим. механика материалов. - 1987. — К» 5.

- С. 36-45. .

37. Степаненко В.А., Ярема С.Я., Остаа 0.11. Оценка площади и ге-оыетричэски.. параметров микр^ юлье-^.а усталостных изломов методом егерео^рактографин // фиэ.-зшм. механика ште-^алов. -

1967. - * 0. - С. 67-71. '

38. Осташ О.Л., Панасюк В.В. ІС теории зарождения и роста усталостных трещин // іиз.-хим. механика материалов. - 1988. - № I. -

С. 13-21.

39. Остся О.П., Костык Е.М., Левина И.Н. Влияние низкой температуры на зарождение и рост усталостных третин в стали С8кп с

различный размером зерна // йиэ.-хик. механика материалов. -

1980. - № 4. - С. 63-71. '

40. Определение напряженно-дедорішровенного состояния и условий

зарождения усталостных трегин в прямоугольной пластине с отверстием / В.В.Панасвд, Г.С.Иваницкая, А.И.35оромирски?і, О.П.Осташ и др. // іна.-хіш. механика ьатериалов. - 1986. -

* 5. - 1. 70-77. _ •'

41. Влияние поверхностного пластического деформирования на зарождение усталостях трещин / 0.П.Остач, П.М.Грицишн, Е.М.Костык, И.М.Андрейко // йнз.-хш. механика материалов. -

1988. - * б. - С. ІІІ-ІІ2.

42. Низкотемпературная тжлическся тревдностойкость аустенитных . сталей попиленной прочности / О.П.Остав, Я.!{.Кунаков,

A.Б.ХунооскиЯ и др. // «из.-хим. механика материалов. - 1989.

- ч 6. - С. 27-32. . '

43. Циклическая трецидостойкость сварных соединений иартенситно-староадей стали / О.П.Осташ, Б.Е.Лазько, Л.БДуновский,

B.Г.лопольчук // Свароч. яр-пи. - 19о9. - * 6. - 12-13.

44. Пружмолластична рівновага диска з храЧов'» тріаиїм-.' / А.Л.ЗЗоромирсьяий, Г.С.Іваницька, М.іі.1 злнорич, О.П.Остал,

Ь.Ь.Панас.оя // 5из.-хим. механика материалов, - 1990. - ? і.

- С. 38—40. • •

45. Низкотемпературная циклическая тредипості йкосгь вксокппрочних аломіїниевих сплавов на стадиях зарождение и рста третіми /

0.П.Остап, Е.М.Костш, Б.Г.Кудряшов у до. // іиз.-хі:..:. механика материалов. - 1990. - ^ 3. - С, 4Р-49.

46. Осташ О.П. Определение периода зарождение ус:*:лостіглй макро-трещини у концентраторов напряжений // Фиэ.-хим. механика

• материалов. - 1990. - 9 4. - С. 55-сС. .

47. Остап О.ІІ., Шмур-Клименко В.Т. Низкотемпературная ітикли^ес-кая трощин''сто!*кость и се использование при учете низкотемпературного упрочнения штеркалов // Прочность материалов к •{инструкций при низких температурах: С5. науч. тр. - '{иен:

8г"Цпкл1[ческ:1я трещи постой кость сварных соединении нысокопрочных. сталей /О. П. Ост;нн, Л. Б. Кунонский, В. Е. Лазько и др.//Автомат, сварка, — 1990 — № 7. — С. 8—12.

49. Осташ О. П , Дегтярев А. Ф., Куновскнн Л. Б. Низкотемпературная циклическая т] сщ:шостош<ость сталей и высокопрочном состоянии//Физ,-хим. механик:) материалов. (— 1991. — № 2. — С. 62—07.

50. Паиасюк В. В., Иваницкая Г. С., Осташ О. П. Напряженио-деформиро-вапное состояние образцов, применяемых для исследования зарождения и роста трещин // Пробл. прочности. — 1991, — К» 10. — С. 8—18.

51. Низкотемпературная циклическая трещиностойкость сварных соединении

мартенснтно-аустенитпой стали / О. П. Осташ, В. Е. Лазько, О. Д. Зи-шок, Т. Л. Максимович//Физ.-хим. механика материалов. — 1992. — № 2.,— С. 70—75.

52. А. с. 1158855 СССР, МКИ 01 В5/30. Способ оценки остаточных напряжений в сварных конструкциях (О. П. Осташ, Б. М. Зайдель, В. Т. ЖмуР-Клименко. — Опубл. 30.05.85. Бюл. № 20.

Формат 60x84/16. Друк, офсет. Папір офс. Умов. друк. арк. 1,Е0 Ум мі, фарбо-від'). 2,08. Обл.-вид. йрк. 1.77. Тираж 100 прим. Зам. 2486.

Обласна книжкова друкарня. 290000, Львів, пул. Стефашіка 11.