Трещины зарождение в матрице

Зарождение усталостных трещин. Многочисленные усталостные трещины возникают в матрице около краев, подвергавшихся механической обработке, и внутри материала у разрывов волокон. [c.435]

Трещины зарождение в композитах с металлической матрицей 410 [c.482]

Следующая модель зарождения трещины [25] в ферритно-карбидной микроструктуре путем скольжения дислокаций предполагает, что карбид ведет себя как длинное тонкое волокно, которое нагружено упруго, в то время как окружающая матрица деформируется пластически, и которое разрывается, когда деформация достигает критической величины. Высвобождение энергии при этом разрыве может быть настолько большим, что зародыш трещины вонзается в матрицу и проникает в нее на некоторое расстояние. Окончательное же разрушение контролируется ро- [c.185]

В композите зарождение дефекта и распространение трещины могут иметь место в трех возможных областях в матрице, в волокне и по границе раздела волокно — матрица. В первых двух случаях механизм разрушения аналогичен разрушению однородных материалов. Если возможен анализ напряжений в локальном масштабе, то допустимо и описание общего процесса разрушения. В последнее время начали уделять внимание теоретическим решениям задач локального взаимодействия между трещинами и включениями, например проведен (48, 62] анализ напряжений при взаимодействии трещины с отдельным сингулярным включением. [c.256]

Смысл этого результата состоит в том, что, даже когда трещина зарождается под воздействием больших сдвиговых напряжений, разрушение в целом все-таки может контролироваться величиной приложенных растягивающих напряжений. Экспериментальное подтверждение этого положения получено при испытаниях образцов с надрезом различной толщины при 77К (см. рис. 108) [24]. Перед лавинным двойникованием пластическая зона под надрезом должна достичь критического размера. В толстых образцах растягивающее напряжение под надрезом в момент образования двойников более чем достаточно для немедленного развития любых трещин, зарождающихся в карбидах за счет лавинного двойникования матрицы, с наступлением которого и совпадает окончательное разрушение. В тонких образцах напряженное состояние практически плоское, и растягивающие напряжения при двойниковании недостаточны для роста зародыша трещины. Они могут быть увеличены путем роста пластической зоны, т. е. приложенной к образцу нагрузки. Следовательно, разрушающие нагрузки тонких образцов значительно превышают нагрузки, необходимые для разрушения толстых образцов. Предсказана более сильная температурная зависимость 0/ для разрушения, вызванного двойникованием [уравнение (382)] по сравнению с разрушением, вызванным скольжением, так как Ту существенно изменяется с температурой. Разрушение, вызванное двойникованием, не имеет места при температурах выше 50 К, даже в крупнозернистой низкоуглеродистой стали, если скорости приложения нагрузок невелики и равны обычно используемым в практике стандартных испытаний на вязкость разрушения. Только если происходит ударное нагружение, то зарождение разрушения сколом при температуре окружающей среды можно связать с двойникованием. Тем не менее, двойникование часто связывают и с распространением трещин, так как перед движущейся с ускорением вершиной трещины возникают очень высокие скорости деформации. [c.185]

При феноменологическом описании зарождение трещины в матрице — это просто исходное событие, включающее все микроскопические явления, приводящие к зарождению трещины. Но чтобы сохранить при феноменологическом описании растрескивания матрицы эффекты объединения микротрещин, надо использовать подходящий критерий материала для начала данного события. Если такой критерий имеется, то, используя критерии механики разрушения, можно описать процесс распространения трещины в матрице. [c.90]

В пластичных сталях и других металлах и сплавах зарождение и рост усталостных трещин происходят в пределах устойчивых полос скольжения [29]. Развитие на поверхности образцов устойчивых полос скольжения (в многоцикловой области усталости) связано с формированием в пластичной матрице (феррите в стали) дислокационной [c.244]

С другой стороны, само хрупкое включение может служить местом зарождения трещины. Исходным моментом в этом случае служит незавершенный сдвиг в матрице [90] из-за возникновения дислокационных [c.107]

В армированном чугуне затруднен процесс зарождения и рост трещин в матрице в направлении, перпендикулярном направлению волокон. Поэтому у армированных стальной проволокой [c.695]

Частицы вносят существенный вклад в переход ОЦК-металлов из хрупкого состояния в пластичное. Влияние частиц на механизмы скола и слияния пор рассмотрено в соответствующих параграфах, где показано, что при сколе частицы фрагментируют трещину скола. При пластичном разрушении частицы в основном обусловливают зарождение пор. Они зарождаются как при разрушении самих частиц вследствие разности модулей упругости частицы и матрицы, а также при отслаивании частиц от матрицы. [c.208]

Подход, принятый в этом обзоре, состоит в том, чтобы обсудить механизмы разрушения с точки зрения классической последовательности усталостных явлений упрочнения — разупрочнения, зарождения трещин и роста трещин. Преимущество данного подхода в том, что при его помощи внимание сосредоточивается на полезном сопоставлении поведения композитов с металлической матрицей и металлов при разрушении. Несмотря на то что неизбежны некоторые повторения, вопрос о поверхностях раздела и их роли в сопротивлении композитов усталостному разрушению вследствие своего уникального значения для композитов анализируется отдельно. В общих чертах изложены некоторые результаты воздействия окружающей среды, дана модель усталостного разрушения, сделан обзор критериев проектирования композитов для работы в условиях усталости и поставлены задачи для дальнейших исследований. [c.395]

Усталостные трещины в металлах почти всегда возникают на свободных поверхностях, и поэтому усталостная прочность металлов очень чувствительна к поверхностным дефектам. В металлах, армированных волокнами, усталостные трещины могут зарождаться в двух основных местах на свободных поверхностях и на границах раздела волокна и матрицы. От свойств волокна и границы раздела волокна и матрицы зависит, будут ли последние служить местами зарождения усталостных трещин или нет. Высокопрочные хрупкие волокна, имеющие малую деформацию разрушения и большой статистический разброс прочности на разрыв (см., например, [50]), могут разрываться при растяжении в произвольных слабых точках по всему композиту. Каждый такой разрыв волокна является возможным местом зарождения усталостных трещин в металлической матрице. Затем там в результате локальной концентрации напряжений происходит классическое явление усталости. [c.406]

Армирование металлов прочными жесткими волокнами может значительно поднять предел усталости. При этом не только увеличивается несущая способность композита, но и усталостные трещины могут задерживаться, тормозиться и отклоняться волокнами. Усталостные процессы в металлах, армированных волокнами, можно охарактеризовать следующим образом в процессе одноосного циклического нагружения композиты имеют тенденцию к циклической устойчивости, к отсутствию значительного упрочнения или разупрочнения. Как и в металлах, усталостные трещины зарождаются на свободных поверхностях, но могут также возникать и внутри композита около оборванных волокон или у их концов. Поверхности раздела волокон и матрицы могут задерживать или тормозить усталостные трещины или же менять направление их роста таким образом, что распространение становится относительно безопасным. Поскольку мест для возможного зарождения трещин много и поверхности раздела способны изменять направление роста трещин, отличительной чертой поверхностей усталостного разрушения в волокнистых композитах в случае высокой усталостной прочности является их крайне неровный характер. [c.437]

С развитием диффузионных процессов связано и влияние предварительного отжига на поведение композиции при термоциклировании. С образованием хрупкой интерметаллидной зоны облегчались зарождение и рост трещин на границе волокна и матрицы. Так, в образцах композиции, отожженных 500 час при 1100° С, после 100 термоциклов по режиму 1100 20° С вольфрамовые и молибденовые волокна отделены от нихромовой матрицы глубокими трещинами [14]. С повышением коэффициента наполнения степень разделения волокон и матрицы увеличивалась. В исходных неотожженных образцах интерметаллидная зона была невелика и такая же циклическая термообработка вызывала лишь частичное разрушение вдоль поверхности раздела волокна и матрицы. По данным работы [125], трещины образуются на стыке волокна с матрицей и во время изотермического отжига при 1100° С. Предполагают, что причиной разрушения композиции служит появление хрупкой диффузионной зоны, не способной релаксировать термические напряжения. Вместе с тем величина этих напряжений не может быть большой, поскольку при 1100° С сопротивление пластическим деформациям никеля и его сплавов низкое. [c.187]

Если в зоне с микротрещинами имеется включение, оно может быть концентратором напряжений, а в связи с этим и источником зарождения микротрещин, которые могут распространяться как в направлении максимальных сдвиговых, так и нормальных напряжений (рис. 4.37—4.39). Если включение или вторая фаза и материал в зоне их расположения являются более прочными, чем основной металл, и между включением и матрицей имеется хорошая когерентная связь, то включения являются препятствиями для распространения, и при встрече с ними микротрещины при циклическом кручении разветвляются в направлениях максимальных нормальных напряжений (рис. 4.39, б). Граница зерен (рис. 4.40) также является препятствием распространяющейся трещине, и это является одной из причин распространения трещины скачкообразно. [c.153]

Если предположить, что работа, требуемая для распространения трещины из карбида в ферритную матрицу недеформированного зерна (эффективная поверхностная энергия Ур), превышает величину ус, то разрушение при пределе текучести контролируется зарождением трещины при условии [c.183]

Сложные процессы зарождения и распространения межслойного растрескивания матрицы еще далеки от полного понимания, особенно в связи с механизмами взаимодействия трещин. Однако воз- [c.101]

Коррозионное растрескивание под напряжением в металлических материалах тесно связано с гетерогенностью их структуры, включая наличие границ зерен, разных по химическому составу и механическим свойствам структурных составляющих, дислокационной структуры, неметаллических включений и т.д. По границам зерен и границам раздела фаз скорость диффузии на порядок и более превышает скорость диффузии по матрице сталей. Скорость выделения карбидов и других упрочняющих фаз, как правило, выше именно по границам зерен. С этими и другими факторами связана более интенсивная электрохимическая коррозия вдоль границ зерен, способствующая зарождению и росту трещин при коррозионном растрескивании под напряжением. [c.289]

Рис. 3.36. Зарождение трещины на границе раздела алюминиевая матрица-кремний в эвтектическом сплаве Al-Si

Растрескивание по поверхностям раздела носит преимущественно энергетический характер с высокой граничной энергией, так как работа разрушения представляет собой разницу между суммой поверхностных энергий частицы и матрицы и энергией поверхности раздела частица — матрица. Критерий в напряжениях для зарождения трещины разработан в [4, 84] на основе предположения, что нарушение связи будет происходить в том случае, когда локальные напряжения превысят прочность границы между матрицей и частицей. В работе [84] проанализирована задача о внутреннем шейкообразовании между частицами и показано, что нарушение связи не произойдет, если прочность границы раздела будет превышать величину максимальной компоненты растягивающего напряжения при пластическом течении а , т. е. когда [c.71]

Хотя усталостная выносливость полимеров с высокой объемной долей непрерывных однонаправленных углеродных или борных волокон обычно достаточно высока, стойкость композиций разных типов с короткими волокнами к циклическим нагрузкам значительно меньше, так как менее устойчивая матрица в этом случае подвергается большим напряжениям. В матрице легко инициируются начальные повреждения, что приводит к нарушению целостности композиционного материала, хотя волокна остаются неповрежденными. Задолго до резкого падения жесткости материала его проницаемость для воды или водяных паров сильно возрастает. Граница раздела фаз особенно чувствительна к усталостному разрушению, так как сдвиговые напряжения на границе раздела меняют свое направление в каждом цикле, а по краям волокон наблюдается особенно высокий уровень концентрации сдвиговых напряжений. Возможно также, что в композиционных материалах как с хаотическим, так и с ориентированным распределением коротких волокон, концы волокон и слабые места границы раздела служат центрами зарождения усталостных трещин. [c.105]

Меткалф, помимо демонстрации возможности выполнения правила смеси при контролируемой степени реакции, проанализировал механические свойства композиционных материалов с титановой матрицей в зависимости от величины и свойств реакционного слоя [16]. Принятый в этом анализе подход сводился к тому, что реакционная зона создает новые участки зарождения трещин в композиционном материале. Эти новые участки должны действовать совместно с уже существующими в исходных волокнах. Допускалось также, что подобных участков в матрице не возникает и что распределение дефектов внутри волокна не изменяется в процессе изготовления. В этих условиях прочность композиционного материала будет сохраняться неизменной до тех нор, пока разрушение контролирует существующий в волокне ансамбль дефектов. Это допущение требует, чтобы дефекты, вносимые реакционным слоем, оставались меньшими, чем дефекты в существующем ансамбле. Когда реакционный слой остается тонким, это требование может быть удовлетворено, по в случае превышения критической степени реакции происходит переход от одного типа источника разрушения к другому. [c.282]

В этом направлении сделаны только первые попытки. Макмагон с сотрудниками [24, 180, 181] рассмотрели зарождение микротрещины из дислокационного скопления у жесткого барьера — межзеренного карбидного включения перед вершиной макротрещины и, используя "локальный" энергетический критерий типа Гриффитса, получили условие, при котором такая трещина может распространяться в матрицу [c.146]

При сварке труб из низколегированных сталей, в состав которых входят карбидообразующие элементы (Сг, V, Т1, МЬ), протекает процесс коагуляции и растворения карбидов, что снижает эффект упрочнения. Растворение карбидов приводит к упрочнению матрицы и снижению ее пластических свойств. В результате снижается ударная вязкость в зоне перегрева. Понижение температуры среды (или иогоппой энергии) приводит к уменьшению размеров этой зоны и повышению дпс-нерсностп структуры. РЕаличие крупных частиц, прочно связанных с матрицей (карбид, нитрид), способствует зарождению в ней трещин как за счет создания высоких локальных напряжений, так и за счет их разрушения [20, 41]. [c.56]

Предварительная пластическая деформация приводит к довольно существенному уменьшению величины а<г и слабее влияет на коэффициент т . Слабая зависимость гпт от ев достаточно легко объяснима. Дело в том, что переползание дислокаций и поперечное скольжение, определяющие б ск, являются существенно термоактивированными процессами и в гораздо меньшей степени чувствительны к дислокационной структуре материала, возникающей при его пластическом деформировании. Что касается влияния предварительной деформации на Od, то здесь необходимо дать некоторые пояснения. Полученный результат по снижению величины оа от предварительной деформации сначала кажется противоречивым, так как параметр Од имеет смысл прочности матрицы или границы соединения матрицы с включением, которая не должна меняться при деформировании. Указанный вывод действительно имел бы место, если бы мы рассматривали локальную прочность материала в масштабе порядка длины зародышевой трещины. В зависимости же (2.7) под Od понимается некоторая осредненная не меньше, чем в масштабе зерна, интегральная характеристика, отражающая сопротивление материала зарождению микротрещины. Поэтому при наличии предварительного деформирования материала необходимо учитывать возникающие остаточные микронапряжения. В этом случае в первом приближении параметр а<г можно определить по зависимости [c.107]

Рассмотрим, в каких случаях зарождение микронесплошно-сти на включениях приводит к образованию острой микротрещины, а в каких —поры. При зарождении микротреш,ины на включении, для того чтобы инициировать хрупкое разрушение матрицы, микротрещине нужно преодолеть межфазную границу между включением и матрицей, т. е. некоторый эффективный барьер, мерой которого является эффективная поверхностная энергия межфазной границы. В случае непрочных включений или непрочных связей матрица — включение (например, крупные включения сульфидов марганца MnS или глинозема АЬОз) зарождение микротрещины будет происходить при небольших пластических деформациях и малых скоплениях дислокаций у включений [см. уравнение (2.7)]. Движущей силой прорастания микротрещины по включению или по межфазной границе в основном является энергоемкость дислокационного скопления, так как вклад внешних напряжений при малой длине зародышевой трещины невелик [121]. Процесс зарождения микротрещины происходит за счет свала дислокаций в образующуюся несплошность. Поскольку в данном случае энергоемкость дислокационного скопления мала, то вполне вероятно, что зародышевая трещина не сможет преодолеть межфазную границу, притупится и превратится в пору. [c.110]

Протяженность области концентрации напряжений dg или пластической зоны dp в слоистых композитах с упругими или пластичными матрицами определяет область влияния неоднородности напряженного состояния, вызванной разрушением одного или более находящихся рядом армирующих элементов. Как только произойдет разрушение с образованием трещины, как показано на рис. 4 и 5, напряжения в двух элементах с каждой стороны ее на длине б = 2й возрастут по сравнению с номинальным напряжением всюду вне этой области. Наиболее вероятно, что дальнейшие процессы разрушения будут локализованы в этой полосе длины б и сопровождаться развитием существующей зародьнпевой трещины. Следовательно, как отметили впервые Гюсер и Гурланд [12] и широко использовал Розен с соавт. [30], нагруженный слоистый композит полной длины L можно рассматривать как ряд из п = = ЫЬ статистически независимых соединенных звеньев, как показано на рис. 6, в каждом из которых может независимо происходить зарождение разрушения и процесс его развития. [c.185]

Современное понимание зарождения усталостных трещин в армированных волокнами металлах можно резюмирова1ь следующим образом. Зарождение усталостных трещин в композитах отличается от зарождения усталостных трещин в металлах только тем, что, кроме свободных поверхностей, играющих роль мест зарождения трещин, новым источником усталостных трещин в композитах служат разорванные волокна. Эта проблема, естественно, является более острой для случая хрупких волокон, наличия хрупких покрытий на волокнах или хрупких продуктов реакций на поверхностях раздела. Важно, что зарождение трещин происходит во внутренних точках и не без труда поддается наблюдениям или контролю методами неразрушающих испытаний. Будут ли усталостные трещины зарождаться на самом деле у разорванных волокон или нет, зависит от величины соответствующего коэффициента интенсивности напряжений, который пропорционален диаметру волокна (длине начальной трещины) и амплитуде напряжений. Последующий рост трещин определяется упругими свойствами, пределом текучести и характеристиками механического упрочнения компонентов, а также прочностью границы раздела волокна и матрицы и ее микроструктурой. [c.410]

Хром. Первые сообш,ения о дисперсноупрочненном хроме, содержащем б %МдО и 0,5 %Ti (материал Хром-30), появились в 1962 г. Из-за большого сродства хрома к кислороду выбор оксида-упрочнителя затруднен, хотя эффективность применения тугоплавких оксидов достаточно очевидна (растворимость кислорода в хроме всего 0,001 % при 1100 °С). В присутствии включений дисперсных частиц фазы-упрочнителя изменяется характер развития процесса скольжения (рис. 55) длина полос скольжения уменьшается и снижается концентрация напряжений на границах зерен матрицы, что понижает вероятность зарождения трещин и приводит к ювышению предела текучести, так как [c.177]

Одна из трудностей контроля разрывной прочности композиций с короткими волокнами, в особенности стеклопластиков на основе хрупких волокон и хрупкой полимерной матрицы, обусловлено тем, что хаотически распределенные волокна пересекают поверхность, образующуюся при вырезке образца, неконтролируемым способом. Поэтому даже при использовании образцов, изготовленных прессованием или литьем под давлением и не требующих дополнительной механической обработки, волокна выходят на поверхность под различными углами, что приводит к большому разбросу получаемых результатов. Это особенно опасно, когда волокна (например, в полиэфирных премиксах) распределены не индивидуально, а в виде пучков, содержащих до 200 элементарных волокон, скрепленных между собой перед измельчением. В работе [58] было показано, чтто размеры начального дефекта в полиэфирных премиксах близки к длине пучков волокон. Для учета этих эффектов были предприняты обоснованные и успешные попытки применить подход механики разрушения к композициям с короткими волокнами. С помощью испытаний при растяжении и изгибе образцов с надрезом в работе [58] были определены эффективные коэффициенты интенсивности напряжений Ki для промышленных марок полиэфирных премиксов и препре-гов, а также для ряда смол, наполненных хаотически распределенными рублеными стеклянными волокнами. В случае полиэфирных премиксов корректные показатели К < можно получать, нанося надрезы достаточно глубокие, чтобы препятствовать случайному зарождению трещин в местах выхода пучков волокон на [c.103]

Неметаллические включения оказывают определяющее влияние на характер разрушения стали. Зарождение трещин у неметаллических включении обычно происходит либо в результате разрушения включения и переходе трещины из него в металл, либо при отделении включения от металлической матрицы с последующим ростом образовавшейся полости. Это связано с низкой прочностью как самих включений, так и контактного слоя металл—включение. Первичные микротрещины образуются вокруг наиболее крупных (более 10 мкм) включений, таких как MnS, aS, AI2O3, Si02- С понижением температуры влияние включений усиливается, причем особенно заметно с повышением общей загрязненности металла. [c.374]

Характеры разрушения железа и малоуглеродистой стали в основном подобны. При —196°С микротрещины скола образуются практически в любом месте структуры. При 0°С зарождение трещин происходит только на наблюдаемых дефектах структуры включениях, границах зерен, двойниках. Развитие разрушения при указанных температурах связано с образованием полостей в зонах интенсивного растрескивания и их слияния в небольшие микротрещины. При температуре 400 °С зарож ение разрушения в железе происходит на выделениях цементита, в стали Ст.З — на сульфидных включениях. Растущие повреждения имеют форму вязких микротрещин. При температуре 800 °С (см. рис. 5.11, а) трещины в железе зарождаются на выделениях и включениях в феррите, в стали Ст.З — в основном на сульфидных включениях. Процесс разрушения становится более вязким, т. е. сопровождается значительными местными пластическими деформациями. В железе начинают образовываться микроразрушения в виде сферических пор. Для стали 12Х18Н10Т при всех температурах испытания повреждения в виде пор концентрируются на карбидных включениях путем отделения матрицы материала от включения. При температуре —196°С наблюдается (см. рис. 5.11,6) образование мартенсита во всем объеме образца. При 0 °С мартенситное превращение происходит лишь [c.154]

Механические свойства матрицы являются определяющими для свойств композиций при сдвиге, сжатии и нагружении нормальными напряжениями в направлениях, отличных от ориентации волокон, а также в сопротивлении композиций усталостному разрушению. С ростом механических характеристик матриц пропорционально увеличиваются характеристики механических свойств композиций при сдвиге и сжатии. В волокнистых композиционных материалах усталостное разрушение начинается с матрицы при достижении в ней определенного напряжения. Гетерогенная структура материала, различие в уровнях напряженности волокон и матрицы, а также наличие поверхностей раздела затрудняют процесс зарождения и роста трещин в направлении, перпендикулярном к направлению армирования, и образование мятигтряльной трещины, приводящей к разрушению. Поэтому у композиционных материалов более высокое сопротивление y iajio itiOHy разрушению, чем у традиционных материалов. Так, например, отношение усталостной прочности (на базе 10 циклов) к пределу прочности у стандартных алюминиевых и магниевых сплавов составляет 0,2— 0,3, а у бор алюминиевой композиции ВКА-1—0,7—0,75, т. е. в 3—4 раза больше. [c.586]

Различные микромеханизмы, предложенные для образования трещин скола, включают зарождение трещин под действием высоких локальных напряжений, возникающих на концах полос скольжения, и развитие зародыша под действием приложенных растягивающих напряжений до окончательного разрушения. Для разрушения, контролируемого ростом, а не зарождением трещин, необходимо, чтобы рост трещины сопровождался увеличением эффективной поверхностной энергии. В модели Коттрелла это требование учитывается энергетическими условиями зарождения модель Смита и модель нагруженных волокон постулируют, что работа, требуемая для растрескивания хрупкого карбида, существенно меньше, чем необходимая для распространения зародившейся трещины в окружающую ферритную матрицу. [c.186]

Пластическая деформация ферритной матрицы развивается пре-имуш ественно у крупных частиц упрочняюш ей фазы и неметаллических включений и по времени опережает развитие пластической деформации в остальном объеме материала [17, 18]. При суш еству-юш ей технологии производства металла в нем имеются неметаллические включения размером от долей до нескольких десятков и даже сотен микрометров, которые в несколько раз, а иногда на несколько порядков превышают размер частиц упрочняющей фазы, поэтому следует ожидать предпочтительного зарождения вязких (пластических) трещин, прежде всего у этих неметаллических включений. Учитывая слабую когезивную прочность межфазной границы неметаллическое включение - матрица, уже на ранних стадиях пластической деформации возможна потеря сопряжения включения с матрицей (по существу, образование микропоры), что приводит к опережающему росту ямки (поры) у относительно крупных неметаллических включений. [c.28]

Влияние стока водорода на границы матрица - частица второй фазы зависит от того, какие частицы выступают в качестве инициаторов зарождения ямок. Если при ослаблении когезивной прочности границ карбидов, вызванной водородом, увеличивается количество центров инициирования вязких ямок у крупных частиц (в том числе у неметаллических включений), то, как правило, увеличивается средний размер ямок согласно [112], работа распространения вязкой трещины КСр = где - истинное разрушающее напряжение, [c.177]

Из табл. 5.12 отчетливо выявляется тенденция к уменьшению диаметра ямок в зоне стабильного роста трещины при испытании на коррозионное растрескивание по сравнению с растяжением на воздухе (исключение " сталь 20Х2СНМТР с повышенным сопротивлением коррозионному растрескиванию). Это свидетельствует об увеличении плотности распределения карбидов и неметаллических включений, инициирующих вязкую микротрещину - ямку. Таким фактором, облегчающим зарождение ямок у карбидов и неметаллических включений, является водород, выделившийся при коррозии и адсорбируемый на поверхности раздела частица-матрица. [c.311]

К характерным особенностям сероводородного растрескивания следует отнести возможность обнаружения в изломе множественных очагов зарождения трещин. Большей частью в роли инициаторов очагов зарождения трещины выступают крупные неметаллические включения, в том числе округлые оксиды, сульфиды и оксисульфи-ды. Именно у этих неметаллических включений происходит накопление водорода. Полости, образующиеся при растрескивании частиц включений, и границы матрица-включение выступают в роли ловушек водорода. Не исключено, что высокий уровень напряжений у ловушек способствует формированию в окрестности включений фасеток не только межкристаллитного разрушения, но и транскристаллит-ного скола (квазискола). С ростом доли водородных ловушек формируются микротрещины, которые, сливаясь, образуют макротрещину разрушения. [c.320]

Ряд моделей, предложенных для объяснения роли примесей в радиационном охрупчивании, основан на предположении о происходящем под действием облучения обогащения примесными атомами внутренних поверхностей раздела границ зерен, межфазных границ типа феррит - карбид, границ раздела комплекснь1й радиационный дефект —матрица [231, 233], При этом механизм воздействия примесной сегрегации на склонность стали к хрупкому разрушению аналогичен охрупчивающей роли обогащения границ зерен примесями при отпускной хрупкости, т.е. связан с ослаблением когезии на границах. Ускоренная облучением сегрегация примесей на внутренних границах раздела снижает поверхностную энергию и поэтому может облегчать зарождение и распространение трещин в приграничных областях, усиливая тем самым радиационное охрупчивание. [c.184]

В связи с этим уместно напомнить об эволюции взглядов на роль карбидов в явлении отпускной хрупкости, В ранних гипотезах карбидные включения рассматривались как основной источник охрупчивания [21]. Затем образование на границах зерен легированных карбидов считали главным факт ом, определяющим термодинамический стимул неравновесной сегрегации опасных примесей, в частности фосфора, в приграничных зонах [1]. Впоследствии внимание исследователей привлекла равновесная и неравновесная сегрегация этих примесей и легирующих элементов на межфазных границах карбид - матрица [14, 105, 111, 118]. Недавно были получены прямые подтверждения того, что кoнцeнfpaция фосфора на таких границах в стали в состоянии отпускной хрупкости соизмерима с концентрацией на границах зерен и поэтому на них может происходить преимущественное зарождение трещин [121, 155]. Вместе с тем, появились данные о том (см. гл. Ill), что в определенных условиях мелкие и близко расположенные карбидные частицы на границах зерен могут ослаблять межкристаллитную адсорбцию фосфора и отпускную хрупкость. Кроме того, показано, что эффект низкотемпературной обратимости отпускной хрупкости, обнаруженный в низкоуглеродистых сплавах железа (в том числе легированных), не наблюдается при появлении карбидной фазы [165], Таким образом, влияние карбидных включений на развитие отпускной хрупкости неоднозначно природа такого сложного влияния в настоящее время остается в значительной степени неясной и заслуживает детального дальнейшего изучения. [c.209]

Биверс обнаружил, что усталостные трещины могут раскрываться или вдоль поверхности раздела двойник — матрица в месте пересечения двойника с поверхностью образца, или зарождаться в отдельных точках двойниковой плоскости. Второй механизм зарождения трещин может реализоваться или в зернах у поверхности образца, или внутри образца в областях, пластическая деформация которых ограничена окружающим материалом. Зародившаяся трещина распространяется преимущественно вдоль поврежденных при усталостных нагрузках двойников типа 1121 . [c.469]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...