doc 362 КБ

УДК 539.37:669.017
Баранов В.П., Сергеев Н.Н., Тульский гос. пед. ун-т
КИНЕТИКА ЗАМЕДЛЕННОГО РАЗРУШЕНИЯ ВЫСОКОПРОЧНЫХ
СТАЛЕЙ В ИНАКТИВНЫХ И ВОДОРОДСОДЕРЖАЩИХ СРЕДАХ
Установлены механизмы и предложены модели для описания кинетики замедленного разрушения высокопрочных сталей в инактивных и
водородсодержащих средах, позволяющие прогнозировать долговечность
сталей в реальных условиях эксплуатации на основе ускоренных лабораторных испытаний.
Введение
Изучение кинетики разрушения высокопрочных сталей, находящихся под воздействием растягивающих напряжений и агрессивной среды,
относится к одной из важнейших проблем физики и механики разрушения
металлов. Трудности решения проблемы связаны со сложностью процесса
разрушения, определяемой его многостадийностью, скачкообразностью,
многомасштабностью, стохастичностью, фрактальностью, а также необходимостью учета влияния на механические свойства материалов внешних
факторов (уровня напряжения, температуры, вида нагружения, размеров
образца, состояния поверхности, степени агрессивности окружающей среды и т.д.).
Многостадийность процесса разрушения заключается в чередовании последовательных стадий, каждая из которых имеет свой ведущий механизм, вследствие чего при описании разрушения нельзя ограничиться
рамками одной модели. Следствием стадийности процесса разрушения является скачкообразность развития трещины. Многомасштабность процесса
означает возможность его одновременного протекания на разных структурных уровнях: микроуровне (атомном, дислокационном), мезоуровне и
макроуровне. Стохастический характер разрушения связан с разбросом
структурных характеристик образца и со статистическими закономерностями термофлуктуационного преодоления потенциальных барьеров, поэтому переход системы в новое состояние можно рассчитать лишь в среднем. Фрактальная природа разрушения заключается в его самоподобии на
различных масштабных уровнях.
Как известно, для высокопрочных материалов характерно замедленное (задержанное) разрушение, которое заключается в разрушении при
неизменной температуре (в области обычных температур) под действием
постоянной растягивающей нагрузки (ниже предела текучести) спустя некоторое время после нагружения в отсутствии или при наличии коррозионной среды [1-4]. По данным работы [2], разрушения высокопрочных
сталей с течением времени могут происходить при напряжениях, составляющих всего одну седьмую от кратковременного предела прочности.
Процесс замедленного разрушения проходит последовательно инкубационный период (на микроуровне), стадию образования трещины критического размера (на мезоуровне) и стадию нестабильного роста трещины (на
макроуровне). Третья стадия носит спонтанный характер и время ее протекания очень мало, так как рост трещин, размер которых превышает некоторое критическое значение, происходит со скоростью, близкой к скорости
звука. Относительная роль первых двух стадий, которая зависит от условий испытания и исследуемого материала, в настоящее время изучена недостаточно. В ряде работ авторы полагают наиболее длительной вторую
стадию, обосновывая это быстрым возникновением трещин после приложения нагрузки [5] или тем, что первая стадия зачастую протекает в процессе создания высокопрочного состояния [6]. В другой работе [7] для некоторых алюминиевых сплавов в условиях замедленного разрушения получена экспоненциальная зависимость инкубационного периода от приложенного напряжения.
Проблеме замедленного разрушения высокопрочных сталей в инактивных и агрессивных средах посвящен целый ряд работ, в которых для
объяснения этого явления привлекались различные гипотезы: вязкое течение по границам зерен, приводящее к постепенному накоплению дефектов
[8, 9]; наличие водорода в стали [9]; особенности структурного состояния
стали, закаленной на мартенсит [10, 11]; влияние вредных примесей (фосфор и особенно сера). Установлению закономерностей замедленного разрушения посвящены работы С. С. Шуракова, М. Х. Шоршорова, В. И. Саррака, Г. А. Филиппова, Я. Б. Фридмана, О. Л. Бедрышева, В. В. Петько и
других авторов. Склонными к замедленному разрушению оказываются
свежезакаленные стали, которые в процессе выдержки после закалки повышают механические свойства. По внешнему виду замедленное разрушение всегда является макроскопически хрупким. Увеличение содержания
углерода, повышение температуры закалки и рост скорости охлаждения
при закалке увеличивают склонность к замедленному разрушению сталей с
мартенситной структурой. Отпуск закаленной стали и понижение температуры испытания существенно уменьшают склонность к замедленному
разрушению. Замедленное разрушение закаленной стали сопровождается
одновременно развитием большого количества трещин. Разрушение начинается с образования линий сдвига, которые наблюдаются только вблизи
трещины. Трещины могут проходить как через зерна, так и по границе зерен; наблюдаются также разрушения, полностью проходящие по границам
зерен. По мнению С. С. Шуракова, механизм замедленного разрушения заключается в преимущественном локальном течении по границам зерен (в
приграничных объемах), приводящее к зарождению и развитию трещин.
При этом возможно как транскристаллитное, так и интеркристаллитное
разрушение. Специально проведенные эксперименты показали, что замедленное разрушение закаленной стали не может быть объяснено влиянием
поверхностно активной среды, водорода и превращением остаточного
аустенита в мартенсит, хотя первые два фактора могут интенсивно влиять
на этот процесс. Шоршоров М.Х. [10], изучавший закономерности возникновения «холодных» сварочных трещин, отводит существенную роль стоку вакансий к зонам концентраций напряжений в механизме образования
зародышей трещин по границам зерен. В качестве одной из наиболее характерных особенностей замедленного разрушения, отличающего его от
других видов разрушения (в частности от ползучести), выделяют наличие
порогового напряжения, ниже которого разрушение не возникает. Это
напряжение ниже предела текучести стали и соответствует пределу микротекучести, при котором возникают микродеформации.
Основные подходы к исследованию кинетики замедленного
разрушения материалов
Выполненные работы по изучению кинетики замедленного разрушения основаны на использовании силовой, кинетической и статистической концепции.
Согласно силовому подходу очаг разрушения, т.е. разрыв межатомных связей, возникает тогда, когда в каком-то месте твердого тела (в вершине трещины или окрестности любого другого
дефекта) локальное
напряжение достигает или превышает теоретическую прочность. Соответствующие этому подходу модели не учитывают тепловое движение атомов
и являются склерономными, то есть рассматривают разрушение как внезапно наступающее событие. Для объяснения замедленного разрушения с
позиций Гриффитса были выдвинуты две гипотезы: Орована-Ребиндера
[12, 13] и Маргентройда [14]. Первые предположили, что задержанное разрушение является следствием коррозионного или поверхностно-активного
действия окружающей среды. Маргентройд предположил, что в теле под
нагрузкой напряжения распределены достаточно равномерно, так что их
величина намного меньше теоретической прочности. С течением времени
в более мягких компонентах структуры из-за небольших упругих деформаций напряжения ослабевают, за этот счет перегружаются более жесткие
компоненты структуры. Когда напряжения повысятся до критического
значения, произойдет разрушение. Однако опыты показали [15, 16], что
обе гипотезы применимы лишь к частным случаям, а в основе задержанного разрушения лежит более общий закон.
При кинетическом подходе разрушение является реономным процессом, связанным с понятиями длительной прочности, кинетики разрушения и долговечности материала. При таком подходе исследование кинетики разрушения твердого тела должно учитывать время как характеристику процесса деформации и разрушения. Это объясняется тем, что для
передачи возмущений на определенное расстояние необходимо некоторое
время, в течение которого под действием макропараметров напряженнодеформированного состояния среды, достигших критических значений,
происходит развитие и накопление в ней повреждений, приводящих к разрушению [17].
Большинство полученных разными авторами временных зависимостей степенного или экспоненциального вида прочности твердых тел относятся к умеренным и высоким температурам [17, 18]. Практическое использование этих формул затруднительно, так как экспериментальное
определение входящих в них постоянных связано с большим объемом трудоемких опытов из-за большого разброса экспериментальных точек вследствие статистической природы процесса длительного разрушения. С. Н.
Журков, используя принцип температурно-временной суперпозиции, получил зависимость аррениуского типа между долговечностью и температурой при заданном напряжении [19]. Однако для описания процесса замедленного разрушения в области обычных температур использование
этой зависимости в общем случае нельзя считать обоснованным в силу
следующих причин. Во-первых, по мнению С. Н. Журкова, основной при-
чиной разрушения является термоактивационный фактор, который определяет уровень возможности разрушения, а механическая нагрузка лишь
ускоряет самопроизвольный термический распад кристаллической решетки [17]. В то же время при обычных температурах возможна реализация
разрушения за счет атермических деформационных процессов. Во-вторых,
эта зависимость для замедленного разрушения не описывает характерного для него порогового напряжения, отличающего этот вид разрушения от
других, в частности, от разрушения в условиях ползучести. В-третьих,
непосредственное применение формул аррениуского типа затруднительно,
т.к. они имеют структуру вида 0 и требуют недостижимо высокой точности определения эмпирических постоянных, чтобы добиться точности
предсказания хотя бы по порядку величины [4]. Поэтому относительно небольшим изменением входящих в формулу постоянных, лежащих в пределах опытных данных, можно получить любое требуемое значение долговечности. В-четвертых, формула Журкова не учитывает связанную со сменой механизмов стадийность разрушения.
В результате многочисленных исследований, проведенных в последние годы, разработаны новые подходы к описанию длительной прочности и кинетики разрушения, основанные на концепции накопления повреждаемости. При этом за меру разрушения принимают некоторый параметр повреждаемости, изменяющийся в процессе разрушения и достигающий в некоторой точке критического значения. Л. М. Качанов [20] предложил критерий, основанный на предположении, что хрупкий разрыв есть
конечный результат развития дефектов среды, находящейся под действием
нагрузки. Ю. Н. Работнов [21] обобщил критерий Л. М. Качанова путем
учета взаимодействия процессов ползучести и разрушения. Дальнейшее
усложнение уравнение повреждаемости получило у А. Г. Костюка [22].
Критерий длительной прочности, учитывающий историю нагружения материала, предложен В. В. Москвитиным [17]. В. С. Никифоровский и Е. И.
Шемякин обобщили деформационный критерий разрушения на случай динамического разрушения [17], считая, что среда под действием растягивающих напряжений изменяется, и со временем эти изменения накапливаются.
В работах [23-25] для описания кинетики процесса накопления повреждаемости были использованы методы подобия и высказано предположение об автомодельном характере накопления дефектов при различных
условиях нагружения. Автомодельные процессы отличаются тем, что
обычно протекают в рамках одного преимущественного механизма его
развития. Автомодельность накопления повреждаемости означает, что в
процессе развития системы дефектов сохраняется геометрическая картина
их распределения в материале при изменении некоторого линейного масштаба, например расстояния между дефектами. Доказательством справедливости этого утверждения служит масштабная инвариантность кривых
распределения дефектов по размеру, полученных при деформировании в
условиях ползучести, растяжения, усталости, сверхпластичности моно- и
поликристаллических материалов с ГЦК- и ОЦК-структурами [23]. Из
предположения автомодельности накопления повреждений следует, что
дефекты в материале возникают непрерывно в течение всего процесса деформирования.
Статистический подход основан на представлении явления разрушения твердого тела в виде стохастического процесса, что обосновано
разбросом структурных характеристик образца и статистическими закономерностями термофлуктуационного преодоления потенциальных барьеров, поэтому переход системы в новое состояние можно рассчитать лишь в
среднем. Т. Екобори [26] представил разрушение образца как многоступенчатый случайный процесс с конечным множеством состояний и непрерывным временем, применив к описанию процесса разрушения математический аппарат теории массового обслуживания. Получены решения
для усталостного и замедленного разрушений, разрушения при ползучести,
позволяющие определить вероятность разрушения образца к моменту времени t [26, 27]. Для объяснения разброса времени разрушения выполнен
анализ замедленного разрушения с позиций теории случайных процессов,
используя представление разрушения высокопрочной стали, обусловленного водородной хрупкостью, в виде одноступенчатого случайного процесса с двумя состояниями [26].
Кинетика замедленного разрушения в инактивных средах
Для изучения кинетики замедленного разрушения предлагается использование синергетического подхода, учитывающего закономерности
самоорганизующихся структур. В этом случае пластическую деформацию
и разрушение рассматривают как диссипативные процессы, протекающие
вдали от термодинамического равновесия и сопровождающиеся проявлением неустойчивости системы в виде деформируемого металла в критических точках [28].
Инкубационный период соответствует процессу образования зародышей разрушения, устойчивых в поле внешних напряжений. Установлено, что в области умеренных температур основным является деформационный механизм зарождения микронесплошностей. В работе [29] на основе структурно-кинетической теории, анализа возможных механизмов зарождения трещин в металлах и проведенных исследований для высокопрочных сталей сформулирована обобщенная кинетическуая модель деформационного механизма образования субмикротрещин. Образование зародышей разрушения представляется как двухступенчатый процесс, каждая ступень которого характеризуется своим ведущим механизмом. На
первой ступени под действием эффективного сдвигового напряжения в
кристаллах происходит скольжение дислокаций с последующем их торможением у каких-либо препятствий (силовых барьеров), что приводит к
формированию дислокационных скоплений. В окрестности головной части
скопления образуется область с высоким уровнем локальных внутренних
напряжений, скорость роста которых пропорциональна скорости увеличения в этом месте плотности дислокаций. Достижение локальным напряжением критического значения упругой энергии соответствует бифуркационной неустойчивости, приводящей к переходу ко второй ступени – образованию микронесплошности, устойчивой в поле внешних напряжений,
за счет разрыва межатомных связей, стимулированного термически активируемыми процессами и локальными растягивающими напряжениями.
Продолжительность первой ступени определяется временем достижения
локальным напряжением своего максимального значения в голове скопления дислокаций. Для расчета критического напряжения образования субмикротрещины использовалась дискретно-континуальная модель зарождения и роста субмикротрещин, порождаемых заблокированными скоплениями дислокаций, в которой две ведущие дислокации описываются дискретно, а оставшаяся часть скопления – континуально [30]. При этом были
получены критериальные условия зарождения и роста дислокационных
трещин. Длительность второй ступени находилась на основе теории гетерогенного образования зародышей разрушения [26]. В результате получена
зависимость длительности t1 зарождения микронесплошностей от эффективного сдвигового напряжения  * :
t1( *) 
0,5  n  G  * /  *л  1

   ( *)
где при

h
 exp[U св ( *) / k  T ], (1)
na  k  T
 *пор *   *кр
2
U св( *)  U 0  D  b 2  l1  [1  (l 1 / L) ]     0,5  n  G   * ;
при  *   *кр
(2)
2
2
U св ( *)  U 0  D  b 2  {l1  [1  (l 1 / L) ]  2  l 2  [1  (9 /16)   (l 2 / L) ]} 
   0,5  n  G   *.
Здесь G - модуль сдвига;

*
л
(3)
- локальное напряжение в момент при-

ложения нагрузки,  - скорость пластической деформации,  - коэффициент пропорциональности; n – число дислокаций в скоплении; k - постоянная Больцмана, h – постоянная Планка, T – абсолютная температура; n a
– число атомов в области концентрации напряжений; U св ( *) – свободная
энергия активации процесса образования зародыша разрушения;
 *пор
-
пороговое эффективное напряжение сдвига, ниже которого разрушения не
возникает;
 *кр - критическое для образования субмикротрещины эффек-
тивное напряжение сдвига; U 0 - энергия активации разрыва межатомных
связей, величина которой близка к значению энергии сублимации (возгонки); b – вектор Бюргерса; l 1 - протяженность ядер лидирующих дислокаций; L - расстояние между дислокациями; l 2 - протяженность ядра
сверхдислокации мощности 2  b ;

- эффективный активационный
объем в момент перехода к атермическому процессу разрыва межатомных
связей; D  G /[2    (1   )] ,  - коэффициент Пуассона;  - параметр,
определяемый по формуле (  с - работа разрушения сколом,

л - ло-
кальное напряжение):
  2   с  (1  1  2  b   л /  с ) /(b   л) .
(4)
В работе [29] показано, что в зависимости от выполнения условий
зарождения ( *   *пор ) и роста ( *   *кр ) дислокационных трещин в инкубационный период образуются зародыши разрушения в виде сверхдислокаций мощности 2  b и протяженностью l 2 , устойчивых только в поле
внешних напряжений, или в виде субмикротрещин протяженностью
0,5  n2  b и шириной n  b , не способных к залечиванию и образовавшихся
в результате слияния дислокаций скопления.
Значения
Здесь
 *пор и  *кр находятся из уравнений:
 *пор  (1  4  н  g m  1  8  н  g m ) / 42,24 ;
(5)
2
2
 *кр   c  (5  4,8   c  9  86,4 c ) /(1 1,2 c) .
(6)
 *пор   *пор /(G / n) ; g m  g m / G , g m - максимум отнесенной к
единице площади силы взаимодействия реальных атомных плоскостей;
 *кр   *кр /(G / n) ;  с   с /(b  G) .
Для определения длительности стадии образования трещины критического размера необходимо установить ведущий механизм процесса, приводящего к накоплению повреждаемости и распространению трещин в
высокопрочных сталях. В настоящее время существуют различные подходы для определения характера разрушения твердых тел. Для характеристики поведения твердого тела Черепанов Г. П. [31] предложил безразмерный
параметр, названный числом хрупкости, устанавливающий условия идеально хрупкого и квазихрупкого разрушения. В работе [28] вид разрушения характеризуют по фрактальной размерности зоны предразрушения.
Иванова В.С. [1] для идентификации вида разрушения предлагает использование энергии активации процесса, контролирующего скорость разрушения. Коттрел А. и Петч Н. разработали теорию вязко-хрупкого перехода,
из которой можно сделать следующий вывод [32]: если напряжение
 р,
необходимое для роста трещины, меньше предела текучести  Т , то имеет
место хрупкое разрушение; в противном случае происходит накопление
нераспространяющихся зародышей трещин и их объединение, то есть на
данной стадии (до образования трещины критического размера) характер
разрушения будет вязким.
Анализ, выполненный для высокопрочных сталей, подверженным
растягивающим напряжениям ниже предела текучести в инактивных средах, приводит к выводу, что механизм докритического подрастания трещины имеет вязкий характер, который протекает на мезоскопическом
(субструктурном) уровне между микроскопическим (дислокационным)
процессом образования зародышей разрушения и макроскопическим результатом – трещиной критического размера. Анализ этого процесса сводится к задаче о взаимодействии большого числа зародышей разрушения,
решение которой представляет серьезную проблему и до настоящего времени в общем случае не получено. Для описания кинетики процесса
накопления повреждаемости в работе [33] были использованы методы подобия и предположение об автомодельном характере накопления дефектов в условиях квазивязкого характера замедленного разрушения. После
инкубационного периода с увеличением времени деформирования растет
число дефектов, плотность которых достигает предельного значения, и образуются дефекты следующего порядка, которые растут подобно предыдущим, то есть процесс докритического подрастания трещины является
многоступенчатым, в котором скорость каждой ступени определяется скоростью достижения предельного значения плотности
дефекта соответ-
ствующего порядка. Наличие предельной повреждаемости означает достижение материалом бифуркационной неустойчивости, а точки бифуркации несут фундаментальную информацию о его свойствах.
Представим стадию образования трещины критического размера при
 *   *кр в виде двухступенчатого процесса, который рассмотрим в рамках
моделей протекания (или перколяции) [28]. На первой ступени в качестве
дефектов первого порядка выступают субмикротрещины, плотность кото-
рых со временем достигает предельного значения, после чего образуется
дефект второго порядка – микротрещина. На второй ступени, исходя из
предположения автомодельности накопления повреждаемости, подобно
субмикротрещинам растет со временем плотность микротрещин до предельного значения. В результате образуется дефект третьего порядка макротрещина критического размера, после чего происходит переход в
стадию нестабильного роста трещины. В начале стадии процесс слияния
начинается как трехмерный, так как смежные дефекты объединяются повсюду в элементе объема материала. Затем, по мере появления более крупных дефектов, под ними и над ними создается зона разгрузки, а по периметру – зона перегрузки, в результате чего процесс становится двумерным.
Для статистического описания ансамбля дефектов принимается континуальное приближение для их распределения в конечной двумерной области
D , характерный размер которой в силу случайного характера распределения дефектов должен удовлетворять условию S D  Sд ( S D - площадь области D , S д - среднестатистическая площадь дефекта). На основе анализа
кривых распределения дефектов по размерам на разных стадиях деформирования высокопрочных сталей в инактивных средах для задержанного
разрушения предложен параметр подобия накопления повреждаемости в
виде
  G  д  Sд /  * ,
(7)
где  д - плотность дефектов.
Физический смысл этого параметра состоит в том, что он при заданных значениях G
и  * , определяющих прочность и напряженное состоя-
ние материала, пропорционален суммарной площади дефектов, приходящихся на единицу площади материала, поэтому его можно назвать параметром повреждаемости. С этим параметром связана величина (  S д среднестатистическая площадь между дефектами)
  G   д  S д / * ,
(8)
которую по тем же соображениям можно назвать параметром сплошности,
причем очевидно, что параметры 
и

связаны уравнением
    G / * .
При
 д   дпр (в точке бифуркации) параметры подобия  и 
(при фиксированных значениях G и  * ) становятся соответственно константами подобия  * и  * , то есть постоянными характеристиками автомодельного процесса накопления повреждаемости. В частности, они позволяют определить оптимальное расстояние между дефектами, после достижения которого дальнейшее увеличение их плотности становится невозможным. Пусть дефекты i -го порядка представляют собой клиновидные трещины протяженностью l дi и шириной
h дi . Так как l дi >> h дi , то
S дi  0,5  l дi  h дi . Тогда оптимальное среднестатистическое расстояние
между дефектами будет равно
пр
*
*
l опт
дi  2  (1   )   /(G   дi  h дi ) , i =1, 2.
(9)
Используя константу повреждаемости  * , получена зависимость
длительности стадии вязкого докритического роста трещины от эффективного сдвигового напряжения [33]:

2 */ н 1
 i ,
*
*
t 2( )  [1/  ( )]  
i
i 1
(10)
н
где  iн  G  дi  S дi /  * .
Полученные зависимости для длительностей инкубационного периода (1) и стадии образования трещины критического размера (10) позволяют
прогнозировать долговечность высокопрочных сталей в инактивных средах, находящихся под воздействием растягивающих напряжений.
Кинетика замедленного разрушения в водородсодержащих средах
Замедленное разрушение высокопрочных сталей в водородсодержащих средах наиболее опасно в практическом отношении из-за внезапности его проявления после длительной работы готового изделия при напряжениях меньше предела текучести. Установлено, что замедленное разрушение, обусловленное водородом, проявляется при таких его ничтожно
малых концентрациях, которые не приводят к заметному изменению механических свойств при стандартных испытаниях на растяжение [34]. Из
анализа экспериментальных данных следует, что склонность металлов к
замедленному разрушению, обусловленному водородом, при заданной
температуре следует оценивать двумя параметрами: критической концентрацией водорода, свыше которой резко снижаются разрушающие напряжения, и нижними пороговыми напряжениями, ниже которых нет замедленного разрушения. Последние с увеличением содержания водорода
стремятся к некоторой постоянной величине  нп , которую можно рассматривать как константу материала, характеризующую способность металла к
замедленному разрушению в условиях полного развития водородной
хрупкости. Указанные параметры в общем случае независимы, так как
уменьшение критических концентраций водорода не обязательно сопровождается снижением порогового напряжения.
К настоящему времени строго обосновано [35, 36 и др.], что замедленное разрушение обусловлено накоплением водорода перед вершиной
трещины под влиянием напряжений. Когда концентрация водорода в вершине трещины достигает критического значения, трещина скачкообразно
продвигается на расстояние, равное размеру обогащенной водородом области. Затем процессы повторяются. Живое сечение образца постепенно
уменьшается и, когда размеры трещины превысят критические, катастрофическое ее развитие приводит к разрушению образца.
Замедленное разрушение происходит при сочетании критических
значений концентрации водорода и напряжений [35]. Установлено, что при
малых напряжениях водород перемещается в зоны трехосного растяжения
путем восходящей диффузии, а при больших – транспортировкой подвижными дислокациями [36, 37].
Несмотря на большое число работ, посвященных замедленному
разрушению в водородсодержащих средах, до настоящего времени целый
ряд вопросов остается дискуссионным и требует дальнейшего всестороннего анализа. Так, нет серьезных обоснований для выбора концентрации
водорода, вызывающей замедленное разрушение, в качестве критической.
Существуют разные мнения о способах распространения трещины, которые сводятся к двум альтернативным схемам. Первая из них базируется на
схеме Трояно, которая исходит из зарождения вторичных трещин и последующего их слияния, вторая – из представлений Ориани о развитии трещины в результате разрыва связей в ее вершине. Существуют также различные взгляды на механизм развития замедленного разрушения: одни авторы отдают предпочтение гипотезам высокого давления молекулярного
водорода [38]; другие – декогезии решетки [35, 39, 40]; третьи – адсорбционным факторам [41]. Лишь в отношении гидридообразующих металлов
механизм замедленного разрушения почти однозначно связывают с автокаталитическим выделением гидридов перед вершиной трещины [42, 43].
Взаимодействию деформированных металлов с водородсодержащей средой сопутствуют сложные физико-химические процессы и многообразие возможных факторов облегчения водородом разрушения металлов, что затрудняет создание единой физико-механической модели. Разработка теоретической модели, позволяющей обобщить накопленные эмпирические данные и прогнозировать долговечность сталей в водородсодер-
жащих средах, должна строиться на основе достаточно подробного реалистического анализа первичных физических механизмов зарождения и развития трещин.
Теоретические и экспериментальные исследования позволили установить некоторые общие закономерности микростроения очагов разрушения и способов распространения макротрещин в металлах, имеющих достаточную плотность и подвижность дислокаций. При достижении трещиной некоторого субкритического размера (порядка характерного размера неоднородности дислокационной структуры тела) ее вершина затупляется посредством пластических сдвигов [42]. Максимум разрывающего
напряжения в окрестности вершины такой трещины одного порядка с пределом текучести (сопротивлением пластическому сдвигу) и существенно
ниже прочности идеальной решетки [43]. Определяющей стадией развития
макротрещины является прорыв неизбежных на ее пути этих барьеровзатуплений. Водород, поставляемый заполняющей макротрещину средой,
не способен подавить микроплатическую деформацию настолько, чтобы
существенно изменить представленную картину [44-46]. Вокруг затупленной вершины трещины создается область интенсивных пластических деформаций, которые порождают на фоне умеренных микронапряжений в
теле высокие микролокализованные перенапряжения, способные реализовать разрыв межатомных связей (первичный акт разрушения) и последующее формирование сепаратных микротрещин в зоне предразрушения [47].
При этом непосредственно к вершине макротрещины прилегает слой, свободный от перенапряжений и дислокационных предвестников разрушения.
Образование этого слоя связывают с различными возможными причинами:
сваливание ближайших избыточных дислокаций в трещину [48]; возникновение у вершины трещины бездислокационной зоны [49]; образование
дислокационных групп и зарядов, создающих напряжения, противоположные вызываемым внешними силами [43, 48]; эффект геометрических фак-
торов дислокационной структуры тела [50]. В этом случае имеем, в соответствии со схемой Трояно, квазихрупкий рост трещин, заключающийся в
прорыве тормозящих их затуплений изнутри путем порождения пластическими деформациями дислокационных микротрещин и эволюции последних вплоть до присоединения микронесплошностей к магистральной трещине.
Альтернативный способ продвижения неизменно затупляющейся
макротрещины (схема Ориани), заключающийся в образовании в ее вершине разрыва-микротрещины, требует обеспечения водородом многократного уменьшения когезионной прочности решетки до уровня действующих
напряжений, ограниченных величиной порядка предела текучести материала. Данных, подтверждающих столь сильное влияние водорода на металлы, не имеется. Напротив, эксперименты на нитевидных кристаллах показали, что металлы не проявляют чувствительности к водороду, если в них
отсутствуют факторы микронеоднородности (локализации) пластических
деформаций [51]. На локализацию очагов микроразрушения внутри металла в зоне предразрушения указывают косвенные расчетные оценки [52].
Образование сепаратных микротрещин в этой зоне экспериментально зафиксировано методами фрактографии, металлографии в сочетании с методом акустической эмиссии [53].
Согласно дислокационно-дегозионной концепции микроразрушение (потеря устойчивости равновесия в дислокационных очагах предразрушения) есть результат локализованного в ядрах (сверх)дислокаций декогезионного действия водорода, которое рассматривается как эффективное
механическое проявление факторов разной физической природы [39].
Микромеханизм начального этапа разрушения представляется следующим образом. В качестве модели предвестника разрушения в металле
примем заблокированное плоское скопление из n краевых дислокаций с
векторами Бюргерса b , прижимаемое касательным напряжением  к барь-
еру (границе зерна, включению или иному стопору) в поле нормального
напряжения  n , действующего в плоскости предполагаемого скола в кристалле, отождествляемой с плоскостью раскалывания головного элемента B1 дислокационного скопления. Последний может быть обычной решеточной дислокацией ( B1 = b ) или сверхдислокацией-микротрещиной ( B1 
2  b ). Плоскость раскалывания характеризуется законом g a  g a (ua ) вза-
имодействия (сцепления) разделяемых промежутком u a соседних атомных
плоскостей. Механизм инициации и развития микроразрушения в такой
модели состоит в слиянии одноименных дислокаций в дислокационную
трещину [30]. При этом будем предполагать, что дислокационное скопление сформировано в результате актов пластической деформации в металле,
не содержащем водорода, до поступления которого оно находится в состоянии устойчивого равновесия.
Установлено, что водород, поступая в металл, оседает в нем, прежде всего, в ловушках, среди которых наиболее предпочтительными являются ядра дислокаций и зоны вершин зародышевых микротрещин [34].
Водород, накапливающийся в головных (сверх)дислокациях заторможенного скопления, вызывает в них локальное уменьшение межплоскостного
сцепления, что приводит к увеличению силы взаимного притяжения F1
одноименных дислокаций B1 и B2 , обусловленного взаимодействием их
ядер. Вследствие этого нарушается равновесие скопления и происходит
его подвижка по направлению к головной дислокации. Этот локальный
процесс при определенном сочетании характеризующих его факторов завершается зарождением или дальнейщим ростом сверхдислокациимикротрещины путем сваливания в нее дислокаций скопления. Такими
факторами являются мощность скопления n , напряжения  ,  n и концентрация водорода в ядрах дислокаций или зоне искажения кристалла вдоль
фронта дислокационной трещины, если таковая уже сформировалась.
Подробный анализ показал, что после образования дислокационной
трещины роль давления водорода, вносимого в микротрещину дислокациями, в процессе разрушения металла на этапе роста зародышевой микротрещины незначительна [54]. Критерий образования зародышевой дислокационной трещины имеет вид
n   *  0,308  ( н  gm  kд'  N0   n ) ,
(11)
где N 0 - концентрация водорода, kд'   н  kд , kд - коэффициент эффективного
декогезионного
действия
водорода
в
трещинообразующей
(сверх)дислокации.
Критерий роста микротрещины посредством заталкивания в нее
дислокаций скопления при учете воздействия водорода:
n   *  3,35  [( gm  kд  N0 )2 / E  1,5   n ] .
(12)
Условие (12) контролирует устойчивость скопления в целом и его
сваливания до полного исчерпания в микротрещину с учетом декогезионного действия водорода. Из анализа критериальных зависимостей (11) и
(12) следует, что с увеличением концентрации водорода в металле стадия
зарождения может стать доминирующей в процессе разрушения. Общий
критерий разрушения деформированного металла на микроуровне как потери устойчивости дислокационного скопления при воздействии водорода
регламентируется более жестким из условий (11) и (12).
Следствием дислокационно-декогезионной модели разрушения является увеличение его хрупкости по мере наводороживания металла, что
приводит к уменьшению вероятности затупления растущей микротрещины, то есть превращения ее в пору.
Общая схема процесса роста магистральных трещин в металлах,
обусловленного воздействием водородсодержащей среды, представляется
следующим образом [39]. В деформированном металле вокруг вершины
макротрещины формируется зона пластических деформаций задолго до
достижения предельного значения коэффициента интенсивности напряжений K Ic . При этом на пути трещины неизбежно создаются заблокированные дислокационные скопления, являющиеся предвестниками дислокационных микротрещин. Предвестники
микроразрушения образуются без
участия водорода, который поступает в металл извне, и при его хоть и высокой, но ограниченной подвижности он не успевает накопиться в достаточном количестве в зоне их расположения. Устойчивость равновесия дислокационных элементов предразрушения не нарушается, пока K I < K Ic , а
при K I  K Ic происходит закритический неустойчивый рост трещины посредством поглощения микротрещин. При поддержании некоторого уровня K I < K Ic водород с течением времени поступает в зону предразрушения, приводя к нарушению равновесия и подвижке дислокационных скоплений, проявляющейся как задержанная пластическая деформация. При
достаточном количестве водорода происходит порождение такими скоплениями дислокационных микротрещин, которые присоединятся к магистральной. Рост макротрещины по механизму поглощения сепаратных
микротрещин останавливается там, где еще не произошло требуемого
насыщения металла водородом. Затем вновь формируется зона предразрушения, происходит накопление в ней водорода и цикл повторяется. Его
средняя продолжительность t и протяженность l подрастаний трещины
определяют среднюю макроскопическую скорость ее роста v  l / t , то
есть кинетику макротрещины для данных условий нагружения и воздействия водорода.
На основе дислокационно-декогезионной концепции разработаны
кинетические модели механизма образования субмикротрещин и субкритического роста магистральных трещин в высокопрочных сталях при воздействии водорода, которые будут приведены в следующих работах. Полученные результаты позволяют разработать методику прогнозирования
долговечности высокопрочных сталей в реальных условиях эксплуатации
на основе ускоренных лабораторных испытаний и случаев разрушения.
Библиографический список
1. Иванова В.С. Разрушение металлов. – М.: Металлургия. - 1979. 168 с.
2. Потак Я.М. Высокопрочные стали. – М.: Металлургия. - 1972. 208 с.
3. Фридман Я.Б. Механические свойства металлов. В двух частях.
Часть I. Деформация и разрушение. - М.: Машиностроение. - 1974. - 472 с.
4. Черепанов Г.П. Механика хрупкого разрушения. - М.: Наука. 1974. - 640 с.
5. Степанов В.А., Песчанская Н.Н., Шпейзман В.В. Прочность и
релаксационные явления в твердых телах. – Л.: Наука. - 1984. – 246 с.
6. Романив О.Н., Дудин В.А., Зима Ю.В. Некоторые особенности
распространения трещин в закаленных сталях при замедленном разрушении // ФХММ. - 1970. - С. 25 - 30.
7. Зенкова Э.К., Крапоткин В.Н., Мальцев М.В. Кинетика распространения трещин в сплаве АЦМ при замедленном разрушении // ФХММ.
– 1970. - С. 25 - 30.
8. Потак Я.И. Хрупкое разрушение стали и стальных изделий. – М.:
Оборонгиз. - 1955. - 389 с.
9. Саррак В.И., Филиппов Г.А. В кн.: Проблемы разрушения металлов. – М.: МДНТП. - 1975. - С. 29 - 41.
10. Шоршоров М.Х., Белов В.В. – Изв. АН СССР. Металлургия и
топливо. – 1962. - № 4. - С. 165 - 171.
11. Крюссар К. Новые концепции о пределе текучести в железе и
малоуглеродистой стали. В кн.: Структура и механические свойства металлов. – М.: Металлургия. – 1967. С. 276 - 287.
12. Orowan E. The fatigue of glass under stress. – Nature. – 1944. – Vol.
154. - № 3906. – P. 341 – 343.
13. Ребиндер П.А. Физико-механические исследования процессов
деформации твердых тел. – В кн.: Юбилейный сб., посв. XXX-летию Вел.
Окт. Соц. Рев. - Изд-во АН СССР. – 1947. – Ч.1. – С. 533 – 561.
14. Murgatroid J.B. Mechanism of brittle rupture. - Nature. – 1944. –
Vol. 154. - № 3897. – P. 51 – 52.
15. Степанов В.А., Шпейзман В.В., Жога Л.В. Температурновременные зависимости прочности твердых тел в хрупком состоянии. –
ФХММ. – 1976. – Т. 42. - № 5. – С. 1068 – 1074.
16. Степанов В.А., Шпейзман В.В., Жога Л.В. Кинетика хрупкого
разрушения твердых тел и возможность его прогнозирования для статического и циклического нагружения. – ФХММ. – 1979. – Т. 15. - № 2. – С. 20
– 26.
17. Ионов В.Н., Селиванов В.В. Динамика разрушения деформируемого тела. – М.: Машиностроение. – 1987. – 272 с.
18. Мороз Л. С. Механика и физика деформаций и разрушения материалов. – Л.: Машиностроение. – 1984. – 224 с.
19. Журков С. Н. Проблема прочности твердых тел. – Вестник АН
СССР. – 1957. - № 11. – С. 78 – 82.
20. Качанов Л. М. Основы механики разрушения. – М.: Наука. –
1974.–312 с.
21. Работнов Ю. Н. Сопротивление материалов. – М.: Физматгиз. –
1962. – 455 с.
22. Костюк А. Г. О деформации и разрушении кристаллического
материала при сложной программе нагружения. – ПМТФ. – 1967. - № 3. –
С. 67 – 73.
23. Ботвина Л.Р. Кинетика разрушения конструкционных материалов. – М.: Наука. - 1989. – 230 с.
24. Баренблатт Г.И., Ботвина Л.Р. Автомодельность усталостного
разрушения: накопление повреждаемости // Изв. АН СССР. – МТТ. – 1983.
- № 2. – С. 88 – 92.
25. Ботвина Л.Р., Баренблатт Г.И. Автомодельность накопления повреждаемости // Проблемы прочности. – 1985. - № 12. – С. 17 – 24.
26. Екобори Т. Научные основы прочности и разрушения материалов. – Киев: Наукова думка. – 1978. – 352 с.
27. Баранов В. П., Сергеев Н. Н. Прогнозирование с использованием
теории случайных процессов долговечности высокопрочных арматурных
сталей, находящихся под действием растягивающих напряжений в инактивных средах. - Известия ТулГУ. Серия «Строительные материалы, конструкции и сооружния». - Вып. 4. - Тула: ТулГУ. – 2003. – С. 16 - 27.
28. Иванова В.С., Баланкин А.С., Бунин И.Ж., Оксогоев А.А. Синергетика и фракталы в материаловедении. – М.: Наука. – 1994. – 383 с.
29. Баранов В.П. Прогнозирование длительности зарождения субмикронесплошностей в высокопрочных сталях, находящихся под действием растягивающих напряжений в инактивных средах // Известия ТулГУ.
Сер. Математика. Механика. Информатика. –Тула: ТулГУ. – 2004. - № 10.
– Вып. 2.
30. Панасюк В.В., Андрейкив А.Е., Харин В.С. Зарождение и рост
микротрещин, порождаемых заблокированными скоплениями дислокаций.
– ФХММ. – 1985. - № 2. - С. 5 - 16.
31. Черепанов Г.П. // Проблемы прочности. – 1990. - №2. – С. 3 – 9.
32. Хоникомб Р. Пластическая деформация металлов. - М.: Мир. 1972. - 408 с.
33. Баранов В. П. Длительная прочность и кинетика разрушения
высокопрочных сталей под действием растягивающих напряжений в инактивных средах. - Известия ТулГУ. - Серия «Строительные материалы, конструкции и сооружния». – Тула: ТулГУ. – 2004.
34. Колачев Б. А. Водородная хрупкость металлов. – М.: Металлургия. – 1985. – 217 с.
35. Troiano A. R. // Trans. ASM. – 1960. – V. 52. – P. 54 - 80.
36. Мороз Л. С., Чекулин Б. Б. Водородная хрупкость металлов. –
М.: Металлургия. – 1967. – 256 с.
37. Hirth J. P. – Metall. Trans. – 1980. – V. IIA. - № 6. – P. 861 – 890.
38. Гольдштейн Р. В., Ентов В. М., Павловский Б. Р. – ДАН СССР. –
1977. - Т. 237. - № 5. - С. 828 – 831.
39. Панасюк В.В., Андрейкив А.Е., Харин В.С. Модель роста трещин в деформированных металлах при воздействии водорода // ФХММ. –
1987. - № 2. - С. 3 - 17.
40. Kikuta Y. e. a. – Trans. ISTJ. – 1975. – V. 15. – N 2. – P. 87 – 94.
41. Hydrogen dans metaux. – V. 2. – Congress Intern. – Paris. – 1972. –
541 p.
42. Колачев Б. А., Мальков А. В. Физические основы разрушения
титана. – М.: Металлургия. – 1983. – 160 с.
43. Pardee W. J., Paton N. E. – Met. Trans. – 1980. – V. A11. - № 8. –
P. 1391 – 1400.
44. Емалетдинов А. К., Ханнанов Ш. Х. Затупление вершины трещины при концентрированном пластическом течении // ФММ. – 1977. - №
3. – С. 460 – 467.
45. Григорьева Г. М. и др. О механизме образования микротрещин в
наводороженном железе // ФММ. – 1969. - № 2. – С. 356 – 358.
46. Савченков Э. А., Светличкин А. Ф. Разрушение стали на различных стадиях водородного охрупчивания // МиТОМ. – 1980. - № 12. – С.
19 – 21.
47. Владимиров В.И. Физическая природа разрушения металлов. –
М.: Металлургия. - 1984. - 280 с.
48. Тетельмен А. Водородная хрупкость сплавов железа // Разрушение твердых тел. – М.: Металлургия. – 1967. – С. 463 – 499.
49. Владимиров В. И. и др. Микроскопические модели пластической зоны перед вершиной трещины // Пятый Всесоюз. съезд по теорет. и
прикл. механике. – Алма-Ата: Наука. – 1981. – С. 91.
50. Kobayashi S., Ohr S. M. In situ fracture experiments in b. c. c. metals // Phil. Mag. – 1980. - № 6. – P. 763 – 772.
51. Владимиров В. И., Ханнанов Ш. Х. Пластический механизм роста трещин // ФММ. – 1970. - № 6. – С. 127 – 1278.
52. Flis J., Smialowski M. Hydrogen embrittlement of polycrystalline
iron whiskers // Scr. met. – 1979. - № 7. – P. 641 – 643.
53. Маричев В. А. О расположении зоны разрушения при водородном охрупчивании // ФХММ. – 1981. - № 5. – С. 24 – 29.
54. Kameda J., McMahon C. J. The threshold stress intensity for hydrogen-induced crack growth // Met. Trans. – 1981. - № 6. – P. 1059 – 1070.