CC BY
59
Эволюция мезоструктуры и кинетика накопления усталостных повреждений в сварных соединениях конструкционной стали в условиях, близких к плоскому напряженному состоянию
B.C. Плешанов, В.Е. Панин, В.В. Кибиткин, Н.А. Лебедева1
Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634021, Россия 1Томский политехнический университет, Томск, 634034, Россия
Изучена кинетика накопления повреждений при многоцикловой усталости сварных соединений конструкционной стали 10Г2С на мезоскопическом масштабном уровне на основе анализа полей векторов смещений в условиях, близких к плоскому напряженному состоянию. Описаны основные типы мезоструктур, формирующихся на различных стадиях нарушения сплошности при циклическом растяжении, приведены количественные характеристики развития разрушения. Показан общий характер стадийности накопления усталостных повреждений на мезоуровне. Обнаружено, что образованию магистральной усталостной трещины предшествует формирование магистральной полосы локализованной деформации вне зависимости от степени стеснения деформации. Обсуждена возможность применения модели Дагдейла для оценки текущих значений параметров трещиностойкости сварных соединений. Показана возможность экспериментальной диагностики механического состояния нагруженного сварного соединения и прогнозирования его остаточного ресурса.
1. Введение
Сварные соединения часто используются в металлоконструкциях, которые испытывают воздействие незначительных (ниже предела текучести) нестационарных напряжений. Это является причиной усталости металла. Наиболее опасной областью сварного соединения с точки зрения усталостного разрушения является зона термического влияния, что обусловлено неоднородностью ее металлографической структуры и механических свойств, наличием остаточных напряжений и технологических концентраторов напряжений [1]. Сварное соединение со свойственными ему границами раздела «основной металл - зона термического влияния - шов» представляет собой протяженный концентратор напряжений с коэффициентом концентрации напряжений -1.3-2 и более. При циклическом воздействии внешнего механического поля распределенные мезоконцент-раторы напряжений ускоряют и локализуют образование дефектной мезоструктуры в зоне термического влияния. При статическом растяжении сварное соединение конструкционной стали обычно разрушается в области основного металла, что связано с большей прочностью материала сварного шва и зоны термического влияния по
сравнению с основным металлом [2]. При усталости повреждения наиболее активно накапливаются в тех областях зоны термического влияния, где плотность концентраторов напряжений и их значения наиболее высоки. Как правило, этим условиям отвечает околошовная зона вблизи границы раздела «зона термического влияния - шов» (участок перегрева).
Ранее на мезоуровне с позиций физической мезоме-ханики изучалось накопление повреждений в толстостенных сварных соединениях в условиях, близких к плоской деформации при мало- и многоцикловой усталости [3, 4]. В данной работе поставлена задача рассмотреть поведение циклически нагруженных сварных соединений в условиях слабой стесненности деформации, т.е. в условиях, близких к плоскому напряженному состоянию (тонкие плоские образцы).
2. Условия эксперимента
Кинетика накопления усталостных повреждений в сварных соединениях исследовалась на мезоуровне с использованием оптико-телевизионной измерительной системы TOMSC, позволяющей строить поля векторов смещений элементарных участков исследуемой поверх-
© Плешанов B.C., Панин В.Е., Кибиткин В.В., Лебедева Н.А., 2001
Рис. 1. Схема нагружения образца
ности нагруженного материала и рассчитывать соответствующие компоненты тензора пластической дис-торсии [5].
Сварные соединения изготавливали встык из пластин конструкционной стали 10Г2С (С-0.1 %, Мп-1.5%, —0.7 %, Fe - остальное) толщиной 8 мм с односторонней У-образной разделкой кромок по импульсно-дуговой технологии в среде углекислого газа в стабилизированном режиме [6]. Исследуемый материал представляет собой экономно легированную доэвтектоидную ферритно-перлитную сталь со следующими механическими характеристиками: предел прочности 550 МПа, условный предел текучести 345 МПа, относительное удлинение 34 %. Ферритно-перлитная структура основного металла со средним размером зерна 20 мкм измельчается в зоне термического влияния в результате фазовой перекристаллизации до размера зерна ~5 мкм. Характерными структурами в участке перегрева зоны термического влияния являются видманштеттов феррит, полигональный феррит и перлит, а в шве — игольчатый и полигональный феррит. Для участка перегрева и шва типично наличие микрофаз ферритно-карбидной смеси.
Испытания сварных соединений проводили в режиме многоцикловой усталости по схеме одноосного циклического растяжения при нагрузке а = 90±90 МПа и частоте 1.5 Гц. Схема нагружения образца представлена на рис. 1. Плоские образцы с размерами рабочей части 30x5x0.8 мм3 и поперечным швом вырезали электро-эрозионным методом из корневой зоны шва. Поверхность образцов перед нагружением предварительно механически полировали. После приращения циклической нагрузки образец полностью разгружали, что позволяло устранить упругую составляющую смещений. Исследования проводили в пределах всей последовательности стадий зарождения и роста трещин вплоть до разрушения образцов.
3. Результаты эксперимента
Экспериментальные исследования показали, что усталостное разрушение сварных соединений конструкционной стали на мезоуровне обусловлено накоплением повреждений в зоне термического влияния и может
быть рассмотрено как последовательная реализация пяти характерных стадий.
Стадия 1 (диапазон циклов нагружения 0 - 0.Ш^, где N2 — число циклов до разрушения образца). В области шва и зоны термического влияния с самого начала нагружения регистрировалось пластическое течение, развивающееся по сдвиговому механизму (рис. 2). Это течение распространялось впоследствии в область основного металла фронтально по типу полос Людерса, которые скачкообразно, но взаимосогласованно двигались навстречу друг другу от шва к галтелям образца и от галтелей к шву. Их линейная скорость с возрастанием циклической нагрузки быстро уменьшалась. При удалении от фронта полосы в область деформированного металла пластическое течение сменялось доменными мезоструктурами. К концу данной стадии пластическое течение в образце затухало, и лишь в зоне термического влияния наблюдались отдельные пластические сдвиги. В наиболее дефектных областях зоны термического влияния формировались поверхностные усталостные трещины, одна из которых впоследствии становилась доминирующей.
Стадия 2 (0.1 - 0.2)N2. Доминирующая усталостная трещина на этом этапе развивалась квазихрупко, т.е. перед ее вершиной в полях векторов смещений не фиксировалось какой-либо значительной пластической деформации. Усталостные повреждения локализованы сугубо в приповерхностном слое. Скорость трещины в процессе нагружения постоянно растет и к концу стадии достигает приблизительно 5 нм/цикл.
Стадия 3 (0.2 - 0.8)N2. На данном этапе развитие усталостной трещины идет по хрупко-пластическому механизму, т.е. сопровождается необратимой деформацией. Эта стадия наиболее продолжительна и включает в себя переход сварного соединения в состояние пред-разрушения. Рассмотрим ее более подробно.
Рис. 2. Поле векторов смещений в зоне термического влияния на первой стадии усталости. Число циклов нагружения N = 300, приращение циклической нагрузки ДN = 240
а б
Рис. 3. Изображение усталостной трещины (а) и соответствующие ее отдельным участкам поля векторов смещений (б); N = 58.5-103, Д¥ = 103
X,
0.6
0.5
0.4
0.3
0.2
0.1
0.1 0.2 0.3 0.4 У, ММ
Рис. 4. Распределение значений главного пластического сдвига Ушах(х, У) перед нижней вершиной трещины, нормированных на один цикл приращения нагрузки (место расположения вершины трещины указано стрелкой); N = 58.5-103
В начале данной стадии разрушение развивается путем постепенного накопления усталостных повреждений перед обеими вершинами усталостной трещины, рост которой происходит скачкообразно. С увеличением длины трещины области локализации повреждений смещаются синхронно с перемещением вершин. Из работ [7, 8] и др. известно, что повреждения формируются также и по глубине образца по механизму микротуннелирования, причем взаимодействие и развитие микротуннелей идет по механизмам трещины с модами I, II, III и по механизму ротационной пластической деформации. Вследствие слабой стесненности деформации при N > 0.35N2 начинает регистрироваться раскрытие берегов трещины по всей ее длине.
На мезоуровне при циклическом растяжении сварных соединений, как правило, наблюдается распространение усталостной трещины по типу I (трещина нормального отрыва). Идентификация типа трещины может быть выполнена по характерным признакам поля векторов смещений [9]. Иногда поля смещений отражают развитие трещины по смешанному типу (I+II), т.е. трещина имеет моды нормального отрыва и поперечного сдвига, что обусловлено анизотропией исходной металлографической структуры зоны термического влияния.
Изображение усталостной трещины и типичный для третьей стадии разрушения вид соответствующего поля
мм
Ymax ■ 105
векторов смещений приведены на рис. 3. Видно, что развитие трещины сопровождается формированием перед ее вершинами доменной мезоструктуры, которая соответствует трещине нормального отрыва (тип I). Внутри каждого деформационного домена амплитуда и направление смещений постоянны. По границам этих доменов и вблизи вершины трещины наиболее активно протекают процессы пластической деформации и формируется дефектная мезоструктура. Максимальные сдвиговые напряжения действуют под углом ±45°. На практике в сварных соединениях угол между границами деформационных доменов, примыкающих к вершине трещины, меняется в среднем в пределах от ±45° до ±60°. Эти домены не всегда симметричны относительно нормали к приложенной силе, что обусловлено неоднородностью структуры зоны термического влияния, сильно выраженной от границы с основным металлом до контакта с литой зоной шва.
Как результат исчерпания аккомодационной способности металла происходит рост трещины, ее ветвление по внутренним границам мезоструктуры и развитие вглубь образца. При этом главный пластический сдвиг Ymax (х, у) [10-13] имеет максимальные значения в данных локальных областях материала (рис. 4).
Значения YПах (х, У) вычислялись по формуле (3), полученной из (1), (2) [10, 13]:
Y max = 61 -6 II, (1)
6I, II = (6хх +6уу )/2 ±V(Ехх -6уу )2/4 + 62у , (2)
YInax = д/(6хх -6уу )2 + 462у , (3)
где 61, 6II — главные компоненты тензора пластической деформации; 6 хх, 6 уу, 6 ху — продольная, поперечная и сдвиговая компоненты тензора пластической деформации соответственно.
В средней части усталостной трещины в процессе нагружения регистрируется многократный отрыв ее берегов, также имеющий скачкообразный характер. Раскрытие трещины компенсируется пластическим течением перед ее вершинами. Амплитуда раскрытия вершины трещины и ее берегов их вычислялась по формуле
иХ = |их - их |- (4)
Здесь и в дальнейшем их, их (иТу, и 1у ) — проекции смещений на направление приложенной силы (направление нормали к приложенной силе) справа и слева от трещины соответственно. Значения их измерялись непосредственно перед вершинами усталостной трещины.
Обычно полагают, что | и£ | = | и1х\ = их, и раскрытие вершины трещины обозначают и^ = 2их [11]. Однако на
Рис. 5. Зависимости раскрытия иX вершины (▼) и берегов (□) усталостной трещины (а) и соответствующих скоростей раскрытия V2 (б) от циклической нагрузки N
практике такое допущение не всегда выполняется. В данном эксперименте это, в первую очередь, связано с сильной градиентностью свойств материала зоны термического влияния по обеим сторонам от усталостной трещины.
Амплитуда раскрытия вершины и берегов трещины их при воздействии циклической нагрузки неустойчива и изменяется в пределах 0.5—3 мкм (рис. 5, а).
Средняя скорость раскрытия вершины и берегов трещины иХ = иХ/ш в отличие от амплитуды иХ носит
более гладкий характер и в целом в пределах данной стадии возрастает приблизительно от 0.02 нм/цикл до 2—3 нм/цикл (рис. 5, б). Высокие значения скорости раскрытия берегов трещины не всегда совпадают со значительным ростом трещины в длину, но всегда предшествуют этому.
Поведение нагруженного материала в окрестности трещины можно обобщить графическим представлением продольных смещений иХ, поперечных смещений и X (и X =1 и У - и У I ) или их скоростей иХ, иУ по
их, нм/цикл
0.0 0.5 1.0 1.5 2.0 У, мм
Рис. 6. Значения скорости продольных смещений иХ по длине трещины, измеренные на расстоянии ± 0.2 мм (для кривой 1 ± 0.08 мм) от нее; N = 0.44Nх (1); 0.65^ (2); 0.72^ (3); 0.73^ (4); 0.87Nх (5); 0.94Nх (6); Nх = 80-103
длине трещины (рис. 6). Отличные от нуля поперечные смещения иХ означают вклад компоненты поперечного сдвига (тип II) в смешанный характер развития усталостной трещины (I + II). Из рис. 6 видно, что скорость
Х
раскрытия их неодинакова на разных этапах роста трещины и по ее длине. Она минимальна в начале данной стадии, локализована вблизи вершин и составляет приблизительно 0.05 нм/цикл. В дальнейшем начинают раскрываться берега трещины, их скорости раскрытия не одинаковы по длине трещины и изменяются в пределах 0.5—3 нм/цикл. Скорости продольных смещений иX, как правило, максимальны вблизи одной из вершин и постепенно уменьшаются до нуля при удалении от трещины.
Скорость трещины непрерывно растет и к концу данной стадии достигает 20—25 нм/цикл.
Стадия 4 (0.8 - 0.9)Nх. Начало этой стадии связано с процессами, подготавливающими образование магистральной (сквозной) трещины. На противоположной от трещины поверхности регистрируется формирование и развитие узких полос локализованной пластической деформации, постепенно принимающих форму двух сопряженных гипербол (рис. 7, а, 8, а). Эти полосы
характеризуются максимальными значениями главного пластического сдвига (рис. 8, б), в их пределах степень накопления усталостных повреждений наибольшая. Вид полей смещений в окрестности вершин прорастающих полос деформации подобен соответствующим полям вблизи вершин трещины и в данном случае (рис. 8, в) соответствует развитию трещины по смешанному типу (I + II). При этом в области вершин «гипербол» в полях смещений наблюдается продольный отрыв в направлении действующей силы по обеим границам локализованных пластических сдвигов. Его амплитуда и скорость имеют меньшие значения по сравнению с трещиной и в целом возрастают в процессе нагружения.
В пределах четвертой стадии разрушения амплитуда раскрытия вершины трещины возрастает в среднем до 2—4 мкм. В целом возрастает и скорость раскрытия вершины (до 5—7 нм/цикл), а отдельные ее скачки достигают 30—70 нм/цикл. Трещина развивается по схеме «эллипса» (рис. 9) — в центре наблюдается максимальный нормальный отрыв берегов (см. рис. 6), а в вершинах формируется доменная мезоструктура, соответствующая трещине типа I. Отношение прироста усталостной трещины в длину АЬ к среднему раскрытию вершины их носит скачкообразный, но в целом убывающий характер (рис. 10). Резкое убывание Аь/иХ связано как с уменьшением АЬ в результате затупления вершины трещины, так и со значительным возрастанием иХ.
С распространением трещины в глубину образца вершины «гипербол» постепенно сближаются и размываются (рис. 7, б).
В конце данной стадии пластическая деформация локализуется преимущественно по границе слияния полос. На полях смещений при этом регистрируется активный продольный отрыв только в данной локальной зоне. В пределах этой границы впоследствии развивается усталостная трещина (рис. 7, в).
Скорость трещины к концу четвертой стадии достигает 45—50 нм/цикл, что приблизительно соответствует пределу ее стабильного роста.
Стадия 5 (0.9 -1)NХ. Начало последней стадии связано с формированием треугольных зон пластической вытяжки, распространяющихся от вершин магистральной трещины к боковым граням образца. Перед вершинами трещины регистрируется активное пластическое течение, особенностью которого является появление встречных к направлению движения трещины потоков. Их появление связано с действием боковых граней образца.
Берега магистральной трещины раскрываются с высокой скоростью (см. рис. 5, б, 6), а в области вершин регистрируются мощные встречные вихревые потоки, обусловливающие быстрое исчерпание аккомодационных возможностей металла зоны термического влияния на мезоуровне. В областях локализации пластического течения главный пластический сдвиг достигает удель-
0.3 мм
-------------------------1
Рис. 7. Эволюция полос пластической деформации на противоположной от трещины поверхности; N = 72.5-103 (а); 74.6-103 (б); 76.4-103 (в)
ных значений (4—6)-10—4. Накопление повреждений происходит не только непосредственно перед вершиной трещины, но и вдали от нее благодаря действию встречных потоков.
Скорость магистральной трещины превышает 0.7— 1 мкм/цикл, скорость раскрытия ее вершины — 0.10— 0.12 мкм/цикл. Дальнейшее циклическое нагружение ведет к быстрому разрушению (долому) образца.
4. Обсуждение результатов
Результаты экспериментальных исследований свидетельствуют, что на всем протяжении усталостного
разрушения сварных соединений определяющую роль в эволюции трещин играют процессы пластической деформации материала зоны термического влияния на ме-зомасштабном уровне. На каждом этапе разрушения эти процессы имеют свои характерные качественные и количественные особенности, которые могут быть использованы как признаки при выявлении степени накопления усталостных повреждений и оценки механического состояния сварных соединений. Проанализируем с этих позиций изложенные выше экспериментальные данные для каждой стадии усталости металла зоны термического влияния.
Ymax' Ю
Рис. 8. Изображение узкой полосы локализованной пластической деформации (а), соответствующее распределение главного пластического сдвига (б) и поле векторов смещений (в); N = 66.1 -103, АN = 100. Начало полосы указано стрелкой, значения у^ах(х, у) нормированы на один цикл приращения нагрузки
Первая стадия является непродолжительной и связана с деформационным упрочнением материала и его аккомодацией к воздействию внешней циклической силы. Вторая стадия характеризуется формированием и квазихрупким ростом поверхностных усталостных трещин в материале зоны термического влияния. В пределах этих стадий локализованное пластическое течение и поврежденность материала незначительны и не представляют какой-либо угрозы для эксплуатации сварных металлоконструкций.
Третья стадия усталости на мезоуровне определяется хрупко-пластическим ростом доминирующей усталостной трещины. Диаграмма усталостного разрушения имеет типичный вид S-образных кривых (рис. 11). Текущие значения коэффициента интенсивности напряжений Кт рассчитывались по известной формуле (5) для полосы с эксцентрично расположенной поперечной трещиной при растяжении [14] на основе экспериментальных данных
К = о^л/ЛЬ, (5)
где Ь — длина усталостной трещины; F — геометрический фактор.
Из диаграммы видно, что скорости вершин трещины в пределах 8 < К1 < 14 МПа-м1/2 (0.3Nх < N < 0.8Nх) приблизительно равны и подчиняются уравнению Париса
d Ь/d N = С (К:)п, (6)
где показатель степени п = 2.1. При этом скорости перемещения вершин возрастают от 8 до 30 нм/цикл. В левой части диаграммы в области К1 < 8 МПа-м1/2 (N < < 0.3NХ) ^-кривые стремятся к некоторой вертикальной асимптоте, отсекающей на оси абсцисс отрезок, соответствующий К1Ь и называемый порогом развития усталостных трещин. Практически этот порог определяется значением коэффициента интенсивности напряжений, соответствующим очень малой скорости dЬ/dN ~ 108 мм/цикл [15]. Для материала зоны термического влияния исследуемого сварного соединения этот порог составляет приблизительно К1Ь ~ 4.5— 5 МПа-м1/2. В правой части диаграммы в области
Рис. 9. Эволюция усталостной трещины; N = 65-103 (а); 72.5-103 (б); 76.4-103 (в)
AL/uJ
30 40 50 60 70 N, 103
Рис. 10. Отношение прироста усталостной трещины в длину АЬ к соответствующему среднему раскрытию вершины иХ для обеих вершин
К1 > 14 МПа-м1/2 (N > 0.8Nх) ^-кривые также стремятся к вертикальной асимптоте, соответствующей критическому значению коэффициента интенсивности напряжений Кю, которое в данном случае составляет для материала зоны термического влияния Кю ~ 15.5— —16 МПа-м1/2. Степень близости текущих значений К1 и критического значения Кю в процессе эксплуатации сварного соединения характеризует запас его усталостной прочности.
Вид полей необратимых смещений вблизи вершин трещины согласуется со схемой нагружения (циклическое растяжение) и соответствует трещине нормального отрыва (тип I). Для этих условий при плоском напряженном состоянии применима модель Дагдейла [16], учитывающая пластичность перед вершиной усталостной трещины. Она позволяет связать текущее значение коэффициента интенсивности напряжений К1 с поперечным размером зоны пластического течения 8 перед вершиной трещины. В данной модели пластическое течение по форме представляется в виде узкой полосы, исходящей из вершины трещины. Соответствующая формула имеет вид
8 = К \1( Еот), (7)
где Е — модуль Юнга; о т — условный предел текучести. Для материала корневой зоны шва от = 220 МПа, модуль Юнга примем Е = 200 ГПа [17]. Эксперимент показывает, что реально перед вершинами усталостной трещины формируются две полосы пластической деформации, угол между которыми составляет 90—120° (см. выше). Значения 8, рассчитанные для одной полосы, хорошо согласуются с экспериментальными данными. На рис. 12 для различных значений циклической нагрузки N представлены значения раскрытия одной из вершин усталостной трещины иX (эксперимент) и вычисленные по формуле (7) значения 8 (теория). При сла-
с11_/с1М, нм/цикл
Рис. 11. Зависимость скорости перемещения вершин трещины dЬdN от коэффициента интенсивности напряжений Кх
бо развитой пластической деформации перед вершиной трещины (их < 1 мкм) приближение Дагдейла завышает амплитуду ее раскрытия приблизительно на 50—80 %, а текущее значение коэффициента интенсивности напряжений К1 — на 20—35 %. С ростом длины трещины наблюдается сближение экспериментальных и теоретических зависимостей, изображенных на рис. 12. Такой подход дает возможность на основе полей векторов смещений на мезоуровне измерять среднее значение раскрытия вершины усталостной трещины их, а по формуле Дагдейла — оценивать текущие значения коэффициента интенсивности напряжений К1 и «/-интеграла [11, 16]
К, , (8)
3 = о иХ/2. (9)
Ых, 5, мкм
юо т-1------■---1----■----1----■----1----■----1------п—;
30 40 50 60 70 N. 103
Рис. 12. Зависимости раскрытия вершины усталостной трещины (а — эксперимент) и ширины полосы пластической деформации перед вершиной трещины 5 (о — теория) от циклической нагрузки N
Так, при изменении коэффициента интенсивности напряжений в пределах 7.8 < Кт < 14.2 МПа-м1/2 значения /-интеграла находятся в диапазоне 0.14—0.5 Н/мм.
Определение коэффициента интенсивности напряжений в реальных условиях эксплуатации на основании формулы (5) часто бывает затруднено вследствие отсутствия данных, характеризующих геометрический фактор. Оценка коэффициента интенсивности напряжений с помощью полей смещений при использовании модели Дагдейла позволяет обойти это затруднение и является перспективной для диагностики механического состояния, в том числе состояния предразрушения циклически нагруженных сварных соединений.
Другим параметром, характеризующим степень поврежденности сварного соединения, является скорость раскрытия вершины усталостной трещины (см. рис. 5, б). Эта зависимость Vу (N) может быть аппроксимирована уравнением
vX:= Vx „ехрС^/Жу ). (10)
В данном случае vx0 = 0.19 нм/цикл, а = 11. Физически это означает, что усталостные повреждения начинают формироваться с самого начала действия внешней силы ^ ~ 0) на микроуровне в зонах релаксации микроконцентраторов напряжений. Интересно отметить, что характерный масштаб ^0 соизмерим с постоянной решетки железа (0.29 нм [17]). Вероятно, что vx 0 — начальная скорость отрыва является константой материала, которая зависит от условий циклического нагружения. Уравнение (10) в отличие от хорошо известного уравнения Париса (6) описывает развитие трещины в направлении приложенной силы.
Данные рисунков 6 и 11 свидетельствуют о поочередном раскрытии и смещении вершин трещины при увеличении ее длины. За продолжительный период нагружения в пределах третьей стадии средние скорости перемещения вершин приблизительно равны, а суммарная скорость роста трещины непрерывно возрастает с ускорением 0.6-10—3 нм/(цикл)2 на протяжении всей стадии. Трещина в среднем расположена симметрично относительно оси образца. Рассогласование симметрии является причиной появления нескомпенсированного поворотного момента, который и активизирует одну из вершин. Этот момент на макроуровне играет, в сущности, роль одного из параметров отрицательной обратной связи и управляет перемещением вершин трещины. С ростом ее длины включаются также такие параметры, как размер зоны пластичности, затупление вершин, деформационное упрочнение материала и др.
На четвертой стадии своей эволюции усталостная трещина на поверхности А, действуя как линейный концентратор напряжений — острый надрез, генерирует от своего дна к противоположной поверхности В сопряженные макрополосы локализованных пластических сдвигов (рис. 13). Эти сдвиги, действуя через все сечение тонкого образца поочередно, вызывают экструзию материала.
Последняя проявляется на поверхности В в виде двух сопряженных «гипербол» (см. рис. 7). Сближение и размытие их вершин связано с приближением дна трещины к поверхности В и ростом масштаба концентратора напряжений. В конце данной стадии происходит слияние вершин «гипербол» и формируется магистральная полоса — зона суперлокализации пластического течения. Эта полоса активно расширяется в направлении
Рис. 14. Поле смещений перед вершиной магистральной трещины (указана стрелкой). N = 75.3-103, АN = 100
приложенной силы. Систематические экспериментальные исследования показали, что прохождение пластической деформации через все сечение образца и образование магистральной полосы является необходимым и важнейшим условием возникновения и распространения в ее пределах сквозной (магистральной) усталостной трещины при циклическом растяжении. Подобное явление наблюдалось также для геометрии сварного соединения, соответствующей условиям плоской деформации [3, 4].
Заключительная пятая стадия усталости обусловлена развитием магистральной трещины и достижением в остаточном сечении нагруженного сварного соединения предела текучести. Границы зон пластической вытяжки ориентированы в сопряженных направлениях максимальных касательных напряжений и представляют собой макрополосы локализованного пластического сдвига. На рис. 14 видно, как две такие макрополосы, представленные горизонтальными векторами, возникают около вершины магистральной трещины и определяют развитие «шейки» как глобальную потерю сдвиговой устойчивости материала в зоне макроконцентратора напряжений. Аналогичные картины полей векторов смещений наблюдались при растяжении сверхмелкокрис-таллической меди на стадии формирования «шейки» [18], где роль макроконцентратора напряжений играл боковой надрез. Подобный вид полей смещений свидетельствует о едином характере пластического течения в «шейке» в условиях статического и циклического растяжения.
5. Заключение
Анализ полученных результатов позволяет утверждать, что многоцикловая усталость сварных соединений конструкционной стали обусловлена накоплением повреждений в материале зоны термического влияния на
мезомасштабном уровне и носит многостадийный характер. Каждой стадии соответствует свой тип деформационных мезоструктур, количественные характеристики которых могут служить критериями оценки механического состояния сварных конструкций под нагрузкой.
Приближение к условиям плоского напряженного состояния означает уменьшение степени стесненности деформации. Это приводит к возрастанию объема металла зоны термического влияния, охваченного микро-пластической деформацией, росту значений скорости раскрытия вершин и берегов усталостной трещины, увеличению длительности стадии ее хрупко-пластического роста, более плавному характеру диаграммы разрушения, формированию зоны пластической вытяжки сложной формы.
Показано, что образованию магистральной трещины предшествует формирование магистральной полосы пластического течения вне зависимости от степени стеснения деформации. Эта магистральная полоса, развиваясь скачкообразно путем попеременных пластических сдвигов через всю толщину образца, подготавливает прорастание через нее магистральной трещины и определяет траекторию последней.
В целом, кинетика усталостного разрушения сварных соединений определяется процессами пластического течения в металле зоны термического влияния на мезомасштабном уровне. Учет степени стесненности деформации в сварных соединениях различной толщины позволяет на основании качественных и количественных характеристик деформационных мезоструктур более точно оценить механическое состояние, диагностировать степень накопления усталостных повреждений и стадию предразрушения, прогнозировать несущую способность и ресурс работы сварных металлоконструкций, а также оптимизировать технологические режимы изготовления и обработки сварных соединений.
Литература
1. Теория сварочных процессов / Под ред. В.В. Фролова. - М.: Высшая школа, 1988. - 559 с.
2. Лившиц Л. С., Хакимов А.Н. Металловедение сварки и термическая
обработка сварных соединений. - М.: Машиностроение, 1989. -336 с.
3. Pleshanov VS., Kibitkin V.V., MaslovskyA.S., Lavrov O.N., Panin V.E. Mesoscale fatigue failure of welded joints of low-alloy steel // Theor. Appl. Fract. Mech. - 2000. - V. 33 - P. 17-21.
4. Pleshanov VS., Saraev Yu.N., Lavrov O.N., Dashchuk Yu.T., Kozlov A. V.
Static and low-cycle strength of welded joints in a low-alloy steel on the mesoscale level // Welding International. - 2000. - V. 14. - No. 9. -P. 725-729.
5. Физическая мезомеханика и компьютерное конструирование материалов / Под ред. В.Е. Панина. - Новосибирск: Наука, 1995. -Т. 1. - 298 с.
6. Сараев Ю.Н. Импульсные технологические процессы сварки и наплавки. - Новосибирск: Наука, 1994. - 108 с.
7. Иванова В.С., Шанявский А.А. Количественная фрактография. Усталостное разрушение. - Челябинск: Металлургия, 1988. - 400 с.
8. Шанявский А.А. Ротационная неустойчивость деформации и разрушения металлов при распространении усталостных трещин на мезоскопическом масштабном уровне. I. Процессы пластической деформации в вершине трещины. II. Механизмы разрушения // Физ. мезомех. - 2001. - Т. 4. - № 1. - С. 73-95.
9. Плешанов В.С., Кибиткин В.В., Панин В.Е. Экспериментальная оценка типа разрушения и характеристик трещиностойкости поликристаллов оптико-телевизионным методом на мезоуровне при циклическом нагружении // Физ. мезомех. - 1999. - Т. 2. - № 4. -С. 87-90.
10. Жукова Т.В., Макаров П.В., Платова Т.М. и др. Исследование вязких и релаксационных свойств металлов в ударных волнах методами математического моделирования // Физика горения и взрыва. - 1987. - № 1. - С. 29-34.
11. Хеллан К. Введение в механику разрушения. - М.: Мир, 1988. -364 с.
12. Филин А.П. Прикладная механика твердого деформируемого тела. - М.: Наука, 1975. - Т. 1. - 832 с.
13. Тимошенко С.П., Гере Дж. Механика материалов. - М.: Мир, 1976. - 669 с.
14. Справочник по коэффициентам интенсивности напряжений / Под ред. Ю. Мураками. - М.: Мир, 1990. - Т. 1. - 448 с.
15. Когаев В.П. Расчеты на прочность при напряжениях, переменных во времени / Под ред. А.П. Гусенкова. - М.: Машиностроение, 1993. - 364 с.
16. Dugdale D.S. Yielding of steel sheets containing slits // J. Mech. & Phys. Solids. - 1960. - V 8. - No. 2. - P. 100-108.
17. Физические величины: Справочник / Под ред. И.С. Григорьева, Е.З. Мейлихова. - М.: Энергоатомиздат, 1991. - 1232 с.
18. Панин В.Е., Деревягина Л.С., Валиев Р.З. Механизм локализованной деформации субмикрокристаллической меди при растяжении // Физ. мезомех. - 1999. - Т. 2. - № 1-2. - С. 89-95.
