i #
1D S 9 6 i
& S ® * f 91 ¥ ^ 9 ;
m mA D O LF M A C IE J N Y
PUZEMIAMY STRUKTURALNE SIALI C r-M o -¥
1 ICH WPŁYW NA MECHANIZM PĘKAHIA
■"-;. * , ■ ‘ - - ' -■ . - . -
' - - • i ' - ^ ' ? ' r ^ y - ' - ? - ^ - - i ^ A ^ i ^ - ę y s s 5-- • “ ' "F-- "tJr s.
.-■ ,•.••>■• ■ •• - ^..- -• •:•■, . >VV;. -*•,. -_-.• - .-'•% >*. -'.-t- •■. • i.'..-''r'-?. .«:>. • ^\ =■-..■*.<; *<t ’■■■ .‘. V-.- . .- . •« :;• • ’• ' , =' 9/;’ •<. '■’ * ’ ■ - ■:.
'%'< .■■■■--■ ".", ■-■• '.... - r' '
: ‘ 'V :
'* "S.i . - •-;v •.■"■■‘•V; '■- ■' • ? ? .?&?'? J V-'-l4r;%fAv-
*3SNw s? ‘ ?%#&»pV -- WS- •^7 '•
8SSg%gg%- l.
:-r-> -' ■* '' ■" - ''-'i ■' ’
■- .
P O L I T E C H N I K A Ś L Ą S K A
SPIS TREŚCI
Str.
W s t ę p ...3
1. P r z e g l ą d p i ś m ie n n ic t w a 1.1. S t a le c h r o m o w o - m o l i b d e n o w o - w a n a d o w e i ich s tr uk tura 5 1.2. M o r f o l o g i a f a z stali h a r t o w a n y c h i o d p u s z c z a ln y c h i j e j w p ł y w na u m o c n i e n i e ... 8
1. 3. Z j a w i s k o k ru chości stali c h r o m o w o - m o l i b d e n o w o - w a n a d o - w y c h na p o d s t a w i e d o t y c h c z a s o w y c h b ad ań . . . . 16
1. 4. T e o r i e p o w s t a w a n i a m i k r o p ę k n i ę ć ... 20
1. 5. W a r u n k i r o z p r z e s t r z e n i a n i a s ię m i k r o p ę k n i ę ć . . . 29
1.6. M e c h a n i z m p ę k a n ia m e t a li w a s p e k c ie bad ań m ik r o f r a k t o - g r a f i c z n y c h ... . 3 3 2. B ad an ia w ł a s n e 2.1. C e l p r a c y ... 37
2. 2. M a t e r i a ł do badań i o b r ó b k a c i e p l n a ... 37
2.3. M e t o d y b a d a w c z e ... . . . 39
3. W y n i k i b ad ań 3.1. B a d a n ia d y l a t o m e t r y c z n e ...42
3.2. B a d a n ia m a g n e t y c z n e ...43
3.3. B a d a n ia r e n t g e n o g r a f i c z n e ...46
3. 4. B a d a n ia m e t a l o g r a f i c z n e na m i k r o s k o p i e ś w i e t l n y m , . 47 3. 5. B ad an ia na m i k r o s k o p i e e l e k t r o n o w y m m e t o d ą p e r l i k . 48 3.6. B a d a n ia na m i k r o s k o p i e e l e k t r o n o w y m z z a s t o s o w a n ie m c ie n k ic h f o l i i ... 51
3. 7. B a d a n ia t w a r d o ś c i i udar no ści . . . . . . 56
3. 8. B a d a n ia m i k r o f r a k t o g r a f i c z n e ...57
4. D y sk u s ja w y n i k ó w ... 59
5. W n i o s k i ...69
L it e r a t u r a ... . . . . 73
POLITECHNIKA ŚLĄSKA
ZESZYTY NAUKOW E
N r 229A D O LF MAC1EJNY
m s #
V336APRZEMIANY STRUKTURALNE STALI G r-M o-V I ICH WPŁYW NA MECHANIZM PĘKANIA
PRACA HABILITACYJNA Nr
82D ala otw arcia przew odu habilitacyjn ego 27. VI. 1968 r.
R E D A K T O R N A C Z E L N Y Z E S Z Y T Ó W N A U K O W Y C H P O L I T E C H N I K I Ś L Ą S K I E J
F ry d e ry k Staub
R E D A K T O R D Z I A Ł U
Ryszard Gryboś
S E K R E T A R Z R E D A K C J I
Tadeusz M a tu la
D z ia ł N a u k i — S e k c j a W y d a w n i c t w N a u k o w y c h — P o l i t e c h n i k i Ś lą sk ie j G l i w i c e , ul. K o n a r s k i e g o 23
N a k ł . lOO-t-175 A r k . w y d . 5,8 A r k . d r u k . 8,8 P a p i e r o f f s e t o w y k i . I I I , 70x100. 80 g O d d a n o d o d r u k u 15.7.1908 P o d p i s , d o d r u k u 17.9.1968 D r u k u k o ń c z w p a ź d z i e r . 19R8
Z a m 1216 3. 7. 19G8 K-02 3 C e n a z ł 8,—C e n a z ł 8,—
WSTĘP
Rozwój wiedzy o metalach i stepach od c h w i l i j e j powstania k s z ta łto w a ! s i ę pod wpływem rosnących wymagań te c h n ik i w za
k r e s ie tworzyw m etaliczn ych . P r z e z w ie le l a t o s i ą g n i ę c i a t e o r i i wykazywały znaczne opóźnienie w stosunku do b ie żąc yc h po
tr z e b p ra k tyk i p rzem ysłow ej, co zmuszało do szukania rozwiązań na drodze empirycznej metodą żmudnych prób i doświadczeń. Mimo tych trudności opracowano bardzo w ie le gatunków stopów oraz procesów tech n ologiczn ych stosowanych z pełnym powodzeniem po d zie ń d z i s i e j s z y . Dokonany w os ta tn ic h lata ch ogromny postęp w za k re sie f i z y k i m e t a li i nowoczesnych metod badań otw orzył d a ls ze perspektywy rozwoju metaloznawstwa. O s ią g n ię c ia t e o r i i s t a ł y s i ę głównym źródłem twórczych i n s p i r a c j i w d z i e d z i n i e opracowania nowych stopów i ich obróbki c i e p l n e j . Powstała mo
ż liw o ś ć p ro d u k c ji tworzyw metalicznych o żądanym i z góry okre
ślonym zespole własności przy zachowaniu wymogów ekonomii.
Postęp w za k r e s ie t e o r i i metaloznawstwa ma s zc ze g ó ln e zna
c zen ie d la rozwoju stopów s p ec ja ln yc h , których w łasności użyt
kowe są funkcją w ie lu czynników, a dokładne ic h poznanie s t a nowi niezbędny warunek r a c jo n a ln e j m od e rn izac ji składu che
micznego i procesów technologicznych., Do stopów tych z a l i c z a j ą s i e żarowytrzymałe s t a l e chromowo-molibdenowo-wanadowe s t a nowiące obecnie jeden z podstawowych materiałów w budowie urzą
dzeń energetycznych. Stw arzają one jednak w ie le problemów na
tury te c h n o lo g ic z n e j zarówno w procesach obróbki c i e p l n e j jak i podczas odlewania, p rz e r ó b k i p la s ty c z n e j i spawania. Wystę
pują pr^y tym zjaw iska strukturalne, oraz związane z nimi zmia
ny w ła s n o ś ci, których nie udaje s i ę w yjaśnić w u ję c iu k la s y c z nego D'etaloznawstwa. Dotyczy to s z c z e g ó l n i e udarności s t a l i Cr-Ho-V zm ie n ia ją c e j s i ę w s ze ro k ic h granicach w z a le ż n o ś c i od
warunków obróbki c i e p l n e j . S tw ierd za s i ę m .in. spadek udarno
ś c i i zw iększenie podatności na kruche pękanie produktów p rze
miany austenitu w miarę zm niejszania szybk ości chłod zen ia przy hartowaniu. Obserwuje s i ę również znaczne zróżnicowanie p r z e biegu zmian udarności przy odpuszczaniu różnych struktur wyj
ściowych powstałych w wyniku hartowania. Próby w yjaśn ien ia tych zjaw is k np. w oparciu o zmiany w ie lk o ś c i z ia r n i podziarn, względnie w y d zie la n ie węglików na ich granicach okazały s i ę n ie w y s ta r c z a ją c e . Jak dotąd brak bowiem podstawowych badań wy- j ja ś n ia ją c y c h i s t o t ę r ó ż n ic struktur hartowania s t a l i Cr-Mo-V przy różnych szybkościach ch łod zen ia ja k również powstających w wyniku odpuszczania martenzytu, b a in it u względnie mieszaniny f e r r y t ^ c z n o - p e r l i t y c z n e j . Stw ierd za s i ę jednakże znaczne zr ó ż
nicowanie ich własności w tym głównie udarności jak również wy
tr z y m a ło ś c i na p e łz a n ie .
A n a liza wyników dotychczasowych badań s t a l i Cr-Mo-V jak rów
n i e ż p rz e s ła n k i te o re ty cz n e p o z w o l i ł y w pracy h a b i l i t a c y j n e j na wysunięcie h ip o te zy że decydujący wpływ na mechanizm pękania i związane z tym zmiany udarności omawianych s t a l i wywiera sub- . struk tura osnowy oC w szerokim tego słowa znaczeniu jak również m o r fo lo g ia w ydzieleń węglików. Dla p otw ierd ze n ia t e j h ip o te zy przeprowadzono szczegółowe badania k i n e t y k i przemian i morfo
l o g i i f a z przy zastosowaniu metod badawczych dotąd n ie używa
nych w badaniach s t a l i Cr-Mo-V, w tym głównie badań cienkich f o l i i na mikroskopie elektronowym oraz n iek tórych metod f i z y c z nych. Uzyskano d z i ę k i temu możliwość ujawnienia nieznanych do
tąd zjaw isk strukturalnych oraz doświadczalnego p otw ierd ze n ia przewidywań te o re ty cz n y ch . W oparciu o wyniki badań k in e t y k i przemian fazowych oraz m o r f o l o g i i f a z p o d ję to próbę wyjaśnie
n ia mechanizmu pękania i p rzyczyn występowania kruchości s t a l i Cr-Ko-V. W tym c e lu badania struk turalne uzupełniono próba
mi tw ardości i udarności oraz badaniami m ik ro fra k to g ra fic zn y m i na mikroskopie elektronowym, a n a liz u ją c dane doświadczalne w k o n f r o n t a c j i ze współczesnymi te o r ia m i pękania- m e t a l i .
1 .1 . S t a le chromowo-molibdenowo-wanadowe i ich struktura Żarowytrzymałe s t a l e Cr-Mo-V n a leżą obeonie do podstawowych materiałów konstrukcyjnych w budowie urządzeń energetycznych.
Pierwowzorem ich b y ł a wprowadzona w 194-3 roku w W i e l k i e j Bry
t a n i i s t a l na armaturę kotłów , zaw ierając a 0,5% Mo i 0,25% V [1 ] . W la ta ch następnych wprowadzono do n i e j dodatek O,3-0,5%
Cr celem p o le p s ze n ia własności tec h n olog ic zn y c h . W 1950 roku opracowano w USA s t a l o s k ła d z ie 1Cr1Mo1/4V i 1Cr1Mo3/4 V na elementy mocujące tu rb in [ 2 ] . Prowadzone równocześnie intensyw
ne prace badawcze w ZSRR doprowadziły w la ta c h p ię ć d z i e s i ą t y c h do opracowania lic z n y c h gatunków s t a l i Cr-Mo-V d l a p otrzeb p rze
mysłu energetycznego [ 3] ,
Obecnie s t a l e te produkuje s i ę jako niskowęglowe 0,12-0,17%C z przeznaczeniem na odlewy korpusów tu rb in parowych i armaturę urządzeń energetycznych oraz jako średniowęglowe 0,17-0,27% C stosowane m.in. na w i r n i k i , ł o p a t k i i elementy mocujące tu rb in [ 1 , 4 ] . Z aw iera ją one n a j c z ę ś c i e j O ,5-1,5% Cr; 0,5-1,0% Mo i 0,25-0,75% V. Uzyskuje s i ę w nich n a j k o r z y s t n i e j s z y stosunek wytrzym ałości na p e łz a n ie do zaw artości dodatków stopowych z wszystkich znanych s t a l i o osnowie f e r r y t y c z n e j [ 1] .
S t a le Cr-Mo-V n a leżą do grupy s t a l i b a in it y c z n y c h , - a w za
l e ż n o ś c i od warunków obróbki c i e p l n e j występują w nich struk
tury o dużym zróżnicowaniu cech m orfo log ic zn y c h . Badania pro
wadzone na s ta la c h o s k ła d z ie chemicznym zbliżonym do k rajow ej s t a l i 26H2MF ujawniły po hartowaniu w o l e j u z temperatury 1020 C samoodpuszczony m artenzyt, a po chłodzeniu w powietrzu O r z szybkością ok. 120°C/min - b a i n i t górny i częściowo dolny z wysepkami au sten itu szczątkowego [ 5 ] . P rz y szybkościach c h ło
d zenia od 50°C/min do 3°C/min struk tura s k ła d a ła s i ę głównie z b a i n i t u górnego z nieznaczną zaw artością cementytu oraz ob
szarów austen itu szczątkowego. W próbkach chłodzonych z s zy b - 1. PRZEGLĄD PIŚMIENNICTWA
kościami mniejszymi od 3°C/min otrzymano stru k tu ry f e r r y t y c z n o - p e r i i t y c z n e z w ydzieleniam i w ę g lik a wanadu, odpowiadające w p r z y b l i ż e n i u stanowi równowagi fa z o w e j. Maksymalną zawartość cementytu p os ia d a ły struktury po chłodzeniu w p ow ie trzu , zaś struktury otrzymane p r 2y szybkościach chłodzenia od 50°C/min do 8°C/min odznaczały s i ę największą zaw artością austenitu szczątkowego przy minimalnej i l o ś c i cementytu co schematycznie p rzedstaw ia r y s . 1.
Zmiany zaw artości austen itu szczątkowego z szybkością chło
d zenia tłumaczone są następująco [ 5 ] :
W miarę zm niejszania szybkości ch łod zen ia w za k re sie p rze
miany b a i n i t y c z n e j powstaje możliwość d y f u z j i węgla z obszarów austen itu na gran icy f e r r y t - a u s t e n i t ao au s te n itu . W wyniku t e go na gran icy f a z cC— ni e w y d zie la s i ę cementyt, a wzboga
cony w w ę g ie l a u s te n it wykazuje zwiększoną trw ałość i z obniże
niem temperatury nie p rzech od zi przemiany. T rz y odpowiednio wol
nym chłodzeniu następuje jednak znaczne p rzesy cen ie austenitu węglem co p rz y s p ie s z a j e g o przemianę na f e r r y t i w ę g l i k i .
Z dotychczasowych badań wynika, że z a le ż n ie od struktury w yjścio w ej po hartowaniu, własności użytkowe s t a l i Cr-Mo-V po końcowym wysokim odpuszczaniu mogą być bardzo różn e. I s t n i e j e zgodność co do t e g o , że przy określonych warunkach a u s t e n it y - z a c j i i odpuszczania m jw y ż s z ą żarowytrzymałość wykazują struk
tury h a in ity c z n e , nieco n i ż s z ą - m artanzytyczne, a najmniej ko
r z y s tn e są struktury f e r r y t y c z n o - p e r l i t y c z n e [4 , 5, 6 ] , Własno
ś c i w temperaturach o to c z e n ia mogą k ształto w ać s i ę odmiennie.
Żarowytrzymałość s t a l i Cr-Mo-V j e s t efektem umocnienia f e r r y tu p rz e z rozp uszczenie w nim dodatków stopowych głównie chromu i molibdenu oraz utwardzenia dyspersyjnego w wyniku w y d zie la n ia w ę g lik a W * Z a le ży to od p od ziału dodatków stopowych po
między f e r r y t i w ę g l i k i oraz cech m orfologicznych w y d zieleń wę
glików i ich oddziaływania z osnową cC.
Wzajemne oddziaływania w s t a l i dodatków Cr, Mo i V j e s t bar
dzo zło ż o n e . Stwierdzono, że molibden wpływa na zwiększenia r o z p u szczaln ości wanadu w a u s te n ic ie [ 2 ] , a obydwa te p i e r w i a s t k i zw ięk szają rozpuszczalność węgla w f e r r y c i e [ 7 ] . Przede w szyst-
kim jednak p rocesy przemian węglików w s ta la c h Cr-Mo-V i zwią
zane z nimi zjaw isko twardości wtórnej będą s i ę znacznie r ó ż n ić od występujących w odpowiednich s ta la c h dwuskładnikorych.
W s ta la c h molibdenowych o zaw artoś c i ok. 0,15% C d la uzy
skania wyraźnego e fe k tu tw ard ości wtórnej w wyniku w y d zie la n ia w ę g lik a Mo2C p otrzeb a ok. 0,5% Mo [ 8] . Przy zaw artości ok. 1%
Mo i wyższej stabilnym w ęglik iem j e s t M&C powstający w wyniku przemiany w ę glik a Mo2C poprzez f a z y p rz e jś c io w e M25C6 1 Ma V Dodatek 0,5% Cr do s t a l i o zaw artoś c i ok. 0,5% Mo zwiększa
ZDacznie e f e k t twardości w tó rn e j, p rzyp u szczaln ie w wyniku częściowego z a s tą p ie n ia atomów molibdenu atomami chromu w wę
g lik u Ho2C [ 8] . W s ta la c h Cr-Mo-V zjaw isko tw srdości wtórnej wywołane j e s t jednak głównie wydzieleniem w ę g lik a "7^0^ [ 9 ] .
W s ta la c h wanadowych twardość wtórną s tw ie rd z a s i ę już przy zaw artości ok, 0,-1% V [ 8] , Przyjm uje s i ę , że j e j maksimum W 7 -
stę p u je przy stosunku zaw artoś c i y w s t a l i wynoszącym od 5 do 4 [ 8 , 1 0 ]. P rz y wyższych wartościach tego stosunku tworzenie s i ę i w zrost w ę g lik a wanadu zachodzi s z y b c i e j , co przesuwa maksimum tw ard ości wtórnej do n iższych temperatur i krótszych czasów odpuszczania. P rz y w a r to ś c i V /C <3 wobec d e f i c y t u wa
nadu zmniejsza s i ę e f e k t tw ardości w tó rn e j. Obecność w s t a l i innych pierwiastków węglikotwórczych głównie molibdenu wpływa na zmianę tych p r o p o r c j i . Stwierdzono bowiem, że w ę g lik
może zawierać do 40% a t . Mo [ 8 , 1 l ] , Zmienia t o warunki wystę
powania k o h e r e n c ji w ę glik a z osnową, a tym samym wpływa na twardość wtórną. Podstawowym węglikiem w sta la c h Cr - Mo - V b ę d z ie zatem w ę g lik o s tru k tu rze l e c z zaw iera ją c y ponad
t o molibden, co p o tw ie r d z a ją dotychczasowe badania:
W s ta la c h 1Cr3/4Mo1/4 V o zaw artości węgla do 0,15% ujawnio
no po ulepszaniu cieplnym prawie wyłącznie w ę g lik wanadu Ze wzrostem zaw artości węgla do 0,27% w y s tą p iły ponadto w ę g l i k i MjC, których i l o ś ć i postać wykazywała wyraźną zależność od stru k tu ry w y stępu jącej po hartowaniu [ 5] • W obszarach bogatych w skoagulowane w ę g l i k i M^C - s z c z e g ó l n i e w sta la c h o podwyższo
nej zaw artości manganu - stwierdzono po wysokim odpuszczaniu ś la d y w y d zie la n ia w ę g lik a M2 ,C&, co można tłumaczyć niedoborem
węgla w osnowie oc utrudniającym powstawanie w ęg lik a V^Cy Ba
dania prowadzone na stalach średniowęglowycb o zaw artości 1,2%
Cr; 1,1% Mo i 0,5% V, wykazały po długotrwałym wysokim odpu
szczaniu w y d z ie le n ia w ę g lik a MgC rozmieszczone na granicach
■ z ia r n byłego au sten itu [12] . Z dotychczasowych prac badawczych wynika, że s t a b iln o ś ć w ęg lik a w s ta la c h Cr-Mo-V m ale je, gdy przekroczone zostan§ za w artoś c i ok. 1% Mo i 1,2% Cr [1,2, 13, 14-] • Wiąże s i ę z tym zmiana własności s t a l i . Tworzące s i ę bowiem wówczas w ę g l i k i Mr,C^, lub M^C zubożają w chrom i molibden osnowę cc i zarazem zm n iejszają zawartość w s t a l i wę
g l i k a p rzez co zanika umocnienie wywołane zjawiskiem tw ardości w tó rn e j.
1 .2 . M o r f o l o g i a f a z s t a l i hartowanych i odpuszczanych i j e j wpływ na umocnienie
Badania w o k re sie o s ta tn ic h l a t prowadzone głównie p rzy za
stosowaniu metod m ikrosk op ii e lektro n ow ej p o g ł ę b i ł y znacznie wiedzę o m o r f o l o g i i f a z w s ta la c h hartowanych i odpuszczanych [ 1 5 ] . Prace K e l l y ’ ego i N u ttin ga wykazały i s t n i e n i e dwóch pod
stawowych odmian m orfologicznych martenzytu [16] : W stalach niskowęglowych oraz chromowo-niklowych 18-8 *ujawniono marten- z y t w p o s ta c i monokrystalicznych i g i e ł o dużej g ę s t o ś c i d y s lo k a c j i , p ła s z c z y ź n ie "h a b itu s " {l1l}^,/ 1 o s i i g i e ł pokry
wającej s i ę z kierunkiem < 1 1 1 ^ . W s ta la c h wysokowęglowych mar- t e n z y t p o s ia d a ł postać p ł y t e k o p ła s z c z y ź n ie "h a b itu s " { 225}^
lub { 259}^ , wykazujących wewnętrzne zbliźn iakow an ie w p ła s z c z y ź n ie { 1 1 2 L i kierunku < 1 1 1 ^ . Szerokość b liźn ia k ó w waha s i ę
znacznie bo od ok. 1,5 nm óo 500 nm [10, 16, 17, 18, 1 9 ]. Mor
f o l o g i a martenzytu j e s t nadal przedmiotem lic z n y c h prac badaw
czych ujawniających coraz to nowe j e j s z c z e g ó ły i korygujących dotychczasowe poglądy. Uwaga badaczy koncentruje s i ę głównie na o k r e ś le n iu wpływu składu chemicznego s t a l i i temperatury przemiany oraz związanej z tym e n e r g i i błędu u ło ż e n ia na po
s ta ć tworzącego s i ę martenzytu.
Zmiana w łasności s t a l i w procesach hartowania i odpuszcza
n i a j e s t funk cją szeregu czynników, a w s z c z e g ó l n o ś c i , [10, 2 0]:
- p rz es y c en ia roztworu s t a ł e g o cc węglem;
- w ie l k o ś c i z ia r n i podziarn;
- g ę s t o ś c i d y s l o k a c j i i ewentualnej obecności b liźn ia k ó w ; - m o r f o l o g i i w y d zie leń węglików.
Własności nieodpuszczonego martenzytu są zależn e głównie od p rz es y c en ia węglem i substru ktu ry, wpływ w i e l k o ś c i i p o s t a c i k r y s t a l i t ó w j e s t mniej znaczący [16]. W s ta la c h niskowęglowych duże znaczenie posiada gęstość d y s l o k a c j i , a w s ta la c h wysoko- węglowych n a leży ponadto uwzględnić wpływ zb liźn ia k o w a n ia . Obecność w płytkach martenzytu b liźn ia k ó w przemiany wpływa na zredukowanie i l o ś c i możliwych systemów p o ś liz g u oraz tw orzen ie s i ę b liźn ia k ó w d e fo r m a c ji, z czym wiąże s i ę w zrost umocnienia a zarazem i kru ch ości. P rzy o d k ształcen iu plastycznym marten
zytu oddziaływanie b liźn ia k ó w d e fo r m a c ji z b liźn ia k a m i p r z e miany prowadzi do zarodkowania mikropęknięć [18] .
W martenzycie ig la s tym w ę g l i k i wydzielane przy niskim odpu
szczan iu wykazują układ Widmannstattena. W m artenzycie z b l i ź - niakowanym w y d zie la n ie rozpoczyna s i ę w obrębie b liźn ia k ó w i d op iero powyżej ok. 200°C zachodzi głównie na ic h granicach.
W zak resie temperatur n is k ie g o odpuszczania n ie obserwuje s i ę w y d z ie la n ia węglików na d ys lo k a cja ch , jak również n ie ujawnia s i ę wokół w yd zieleń w osnowie oC p ola naprężeń sp ręży stych [10, 16, 1 9 ]. Proces w y d zie la n ia węglików w m artenzycie ig la s ty m w temperaturach do ok. 500°C n ie wywiera wpływu na własności me
chaniczne. Natomiast w m artenzycie o wewnętrznym zb liźn is k o w a niu w y d zie la n ie węglików w b liź n ia k a c h zachodzące w temperatu
rach do ok. 200°C b lok u je wolne systemy p o ś l i z g u , d z i a ł a j ą c tym samym umacniająco. E fe k t ten maleje ze wzrostem szerokości, b liźn ia k ó w [1 0 ]. Przyjm uje s i ę , że spadek umocnienia martenzy
tu s t a l i węglowych przy odpuszczaniu w za k r e s ie 200-400°C wy
wołują następujące zjaw isk a [16] s - zdrowienie osnowy oc ;
- w zrost w y d zie leń węglików;
- rozpuszczanie węglików wydzielonych w obrębie b liźniaków i w zrost w y d zieleń na ich granicach;
- zanik zo liźn ia k o w a n ia osnowy rt .
W s ta la c h o inartenzycie ig la s tym cddsiaływują je d y n ie dwa pierwsze c z y n n ik i.
Rodzaj i m o r fo lo g ia węglików wydzielonych w p ro c e s ie odpu
s z c z a n ia b y ł y ju ż przedmiotem bardzo lic z n y c h prac badawczych.
Potw ierdzono w i e lo k r o t n ie w y d zie la n ie w ę glik a 8 p rzy niskim od
puszczaniu, jak k olw iek górna gra n ic a temperatur je g o występowa
n ia n ie z o s t a ła dotąd ś c i ś l e określona [2 1 -2 4 ]. Po odpuszcza
niu powyżej 300°C w s ta la c h węglowych występuje wyłącznie ce
mentyt [2 5 -2 7 ]. Stwierdzono jednak również w y d zie la n ie cemen
t y t u przy odpuszczaniu i s ta r z e n iu przesyconych roztworów oc w temperaturach p o n iż e j 200°C [28-30] oraz w p r o c e s ie samoodpu- s z c z a n ia martenzytu podczas hartowania [ 2 3 , 31] •
W badaniach s t a l i 0,8% C i 24% N i metodą cienk ich f o l i i , po odpuszczaniu martenzytu w temperaturach do 150oC stwierdzono t y l k o w ę g lik 8, w zak resie 150-200°C w ę g lik 6 i cementyt, a powyżej 20C°C - wyłącznie cememtyt. Uzyskano dane wskazujące r a c z e j na rozpuszczanie s ię w ę g lik a 8 w za k re s ie 150-200°C, 3 nie je g o przemianę " i n s i t u " w cementyt [10] , Podobne da
ne uzyskano d la s t a l i 0,5% C i 24% N i [19] •
O r ie n ta c ja k r y s t a l o g r a f i c z n a w ę g lik a 8 względem f a z y ct mo
że być wyrażona następującymi zależn ościam i określonymi p rzez Jacka [32] i potwierdzonymi p rzez P its c h a i Schrader [10. 21] :
[1120]6 ~ //' [100] , ... - 4%
[1101] £ H [0 1 0 ]^ + 12%
[1101] r-o // [001] + 12% .
Wartości procentowe wyrażają względne r ó ż n ic e o d l e g ł o ś c i mj.ędzypłaszczyznowych s i e c i w y d zie leń i osnowy t j . s to p ie ń ich dopasowania w odnośnych kierunkach k r y s t a l o g r a f i c z n y c h . Wyni
ka z t e g o , że koherentne w y d zie la n ie w ę glik a 8 w f a z i e oc wy
woła s p rę ży s te o d k s zta łc e n ie j e j s i e c i - ś c i ś n i ę c i e o 4% w k i e runku [100] i r o z c i ą g n i ę c i e o 12% w kierunkacn [010]rti [001]^ # Wzrost w y d zie leń w ę g lik a £ b ęd z ie s i ę zatem odbywał głównie w kierunku najmniejszych od k ształceń t j . [100] . P o tw ie r d z a ją t o
Ov
dane doświadczalne z których wynika, żs w ę g lik 6 w y d z ie la s i ę w postaci i g i e ł w płaszczyznach {*100}^ wzdłuż kierunków < 1 0 0 ^ [ 1 0 , 1 9 , 21] .
Przy wydzielaniu cementytu z osnowy oC spełniane są następu
jące r ę l a c j e k r y s t a l o g r a f i c z n e podane przez B aga ry jack ieg o [33], ą następnie p rz ez P its c h a i Schiader [3 4 ]:
[010] Po 3C // [1 1 1 ] « . . .... + 2,5%
( 001) Fe5C // (2 1 1 )* . . . ... - 4,0%
[100] Pe^C // 8 * 1 * • • ■
Zakładając i z o t r o p i ę modułu s p r ę ż y s t o ś c i osnowy cC można p r z y j ą ć , że wymiary w y d z ie le n ia cementytu będą odwrotnie p ro
porcjonalne do w i e l k o ś c i niedopasowania s i e c i w odnośnych k i e runkach, co p rzedstaw ia r y s . 2. Uprzywilejowanymi kierunkami wzrostu w yd zieleń cementytu są k ie ru n k i < 1 1 1 ^ a p łaszczyznę habitus stanowią n a j c z ę ś c i e j p łaszczyzn y {110}^ [27, 2Qb, 3 4 ].
Natomiast w y d z ie le n ia cementytu na granicach b liźn ia k ó w p o s ia d a ją p łaszczyznę habitus {112}^. [1 0 , 19, 35] • W p r o c e s ie od
puszczania s t a l i w y d zie la n ie cementytu na granicach b liźn ia k ó w występuje d op iero powyżej ok. 200°C. Atomy węgla umiejscowione na granicach b liźn ia k ó w są bowiem b a r d z i e j " s t a b i l n e " od a to mów w osnowie, gdyż zajmują większe p r z e s t r z e n i e międzywęzłowe r y s . 3. Ponadto w y d zie la n iu cementytu w p ła s z c z y ź n ie 1112}^ t o warzyszy większe z n ie k s z t a łc e n ie s i e c i , a więc większy p rz y r o s t e n e r g i i s p r ę ż y s t e j a n i ż e l i w przypadku p łaszczyzn y {110} . Proces w y d zie la n ia w płaszczyznach {112}^ prowadzi jednak do
zaniku gran icy b l i ź n i a c z e j , a więc zm niejszenia e n e r g i i po
wierzchniowej Układu. P rz y odpuszczaniu powyżej ck. 200°G wzrost e n e r g i i s p r ę ż y s t e j z o s t a je zrekompensowany ubytkiem e n e r g i i po
wierzchniowej gran icy b l i ź n i a c z e j i uprzywilejowaną p ł a s z c z y z ną w y d zie la n ia j e s t { i 12} [10] .
W s ta la c h stopowych zawierających p i e r w i a s t k i s i l n i e w ę g l i - kotwórcze własności po wysokim odpuszczaniu są w znacznyn s t o p niu determinowane w ydzielen iam i węglików stopowych i ich oddzia*
ływaniem z substrukturą osnowy cc . Przemiany f a z y w ę g lik o wej s t a l i stopowych podczas odpuszczania b y ły dotąd przedmio
tem bardzo l i c z n y c h badań [8 , 9, 11, 12, 13, 15, 36] • W iele zagadnień p o z o s ta je jednak nadal n ie wyjaśnionych, s z c z e g ó ln ie gdy chodzi o w c ze ś n ie js zo s t a d i a w y d z ie la n ia i m o r fo lo g ię f a z . O s tatn ie badania przy zastosowaniu metody c ie n k ic h f o l i i znacz
nie p o g ł ę b i ł y wiedzę w tym za k r e s ie [10, 17, 35,. 37, 38] .S tw ie r dzono, że w s t a l i 0,1% C i 0,5% V w ystąpieniu zja w is k a twardo
ś c i w tórnej w z a k r e s ie temperatur 500-600°C tow arzyszy p o ja w ien ie s i ę w stru k tu rze w y d zie leń w p o s ta c i "punktowych” mi- kroobszarów zarówno na d yslo ka cja ch ja k i w osnowie [10] . Wo
k ó ł w y d zie le ń w osnowie ujawnia s i ę charakterystyczne pol9 na
prężeń sp rę ży s tyc h o zasięgu ok. 40 nm. Przeprowadzone d o c i e kania wskazały na płytkowy k s z t a ł t w y d z ie le ń , - n ie udało s i ę jednak r o z s tr z y g n ą ć czy mają one charakter s t r e f G-P czy t e ż odpowiadają koherentnym węg+ikom,. Na i s t n i e n i e s t r e f typu G-P w początkowych s tad iac h rozwoju zjaw iska tw ardości wtórnej wska
zywały n ie k tó r e z w cześniejszych prac [37a, b] . O statn ie bada
n i a na s ta la c h 0,2% C i 4% Mo oraz 0,2% C i 2% V [39] jak rów
n ie ż 0,2% C i 1% V [17] wykazały, że w całym za k r e s ie tempera
tu r występowania zjaw iska tw a rd ości w tórn ej s tw ie rd z a s i ę i s t n ie n ie w y d z ie le ń węglików ujawnianych metodami d y f r a k c j i e l e k tron ow ej; duże powinowactwo wanadu i molibdenu do węgla
zmniejsza prawdopodobieństwo tw o rzen ia s i ę s t r e f .
W yd zielanie w ę g lik a w f a z i e cC zachodzi przy zachowa
niu z a l e ż n o ś c i k r y s t a l o g r a f i c z n y c h podanych p rzez Bakera i N u ttin ga [14] i. potwierdzonych p rz e z Smitha [ 3 8 a ]:
{ 100} // { 100}^... ... .. +45%
d o o > v ^ // <110^, ... + 3% .
Wyrażone w procentach w i e l k o ś c i niedopasowania s i e c i wska
zują na utrudniony wzrost w ę g lik a w kierunku [lO O ^ o r a z stosunkowo łatw y w kierunkach [011]^ i [011]^. W wyniku tego w ę g lik w y d z ie la s i ę n a j c z ę ś c i e j w p o s t a c i p ł y t e k o wy- .
miarach odwrotnie proporcjonalnych do w i e l k o ś c i niedopasowa
n ia s i e c i w odnośnych kierunkach k r y s t a l o g r a f i c z n y c h - r y s . 4.
W s t a l i 0,2% C i 1% V w z a k r e s ie maksymalnej tw a rd ości w tór
nej ujawniono w stru k tu rze p ł y t k i w ęglik a o grub ości ok.
1 nm i r o z c i ą g ł o ś c i 10 - 15 nm. P rz y tych wymiarach w yd zieleń sumaryczna wartość niedopasowania s i e c i os ią g a wartość około połowy o d l e g ł o ś c i międzypłaszczyznowych w odpowiednich k ierun
kach k r y s t a l o g r a f i c z n y c h . Odpowiadają temu krytyczne w a r to ś c i naprężeń sp rężystych co zapoczątkowuje zerwanie k o h e r e n c ji t j . p o jaw ien ie s i ę d y s l o k a c j i na g ra n ic y w y d z ie leń i osnowy. Gęstość w y d zieleń w osnowie wynosiła w p r z y b l i ż e n i u lO^/cm-^ [17] •
W przypadku w y d z ie la n ia w ę g lik a M02C o s i e c i haksagonalnej w f a z i e cC spełniane są następujące r e l a c j e [59] s
(110)tt // (0 0 0 1 )H(,2C.
[I0 0 ]tt // [1120] M02o.
N a jle p s z e dopasowanie s i e c i w ę g lik a i osnowy cc występuje w kierunku [ l O O j ^ / f l l S o ] Mq c - r ó ż n ic a wynosi ok. 5%. W p ozo sta
ły c h kierunkach s to p ie ń ^niedopasowania j e s r większy i dla [010]rt i [001]^wynosi ok. 22%. W wyniku te g o w ę g lik Mo2C w y d z ie la s i ę n a j c z ę ś c i e j w p o s t a c i i g i e ł ułożonych rów n olegle do kierunków
<100>0e [5 9, 4 0 ] .
Mechanizm umocnienia wywołanego wydzielaniem f a z d y s p e rs y j
nych rozpatrywany j e s t p rzy uwzględnieniu oddziaływania nastę
pujących czynników:
- i s t n i e n i a p o la naprężeń wokół w y d zieleń ;
- w i e l k o ś c i naprężenia potrzebnego do przem ieszczenia d ys lo k a
c j i poprzez w y d z i e l e n i e ;
- w ie l k o ś c i naprężenia potrzebnego do p rzem ieszczen ia dysloka
c j i pomiędzy w yd zielen iam i.
W początkowych stadiach w y d z ie la n ia , gdy c z ą s t k i nowej f a z y są w p e ł n i - bądź częściowo koherentne z osnową, umocnienie wiąże s i ę z is tn ie n ie m naprężeń sprężystych wokół w y d z ie le ń . M ott i Nabarro [41] ro zp ab ryw a li śre d n ią wartość naprężenia
własnego w osnowie, wywołanego obecnością w y d zie leń kohe
rentnych o k s z t a ł c i e sferc id a ln y m . Wielkość te g o naprężenia no
że być wyrażona w p o s ta c i:
T = 2 0 £ f , (1 }
g d z i e :
G - moduł s p r ę ż y s to ś ć ' p o p rze c z n e j:
fi - niedopasowanie s i e c i osnowy i w yd zieleń ; f - o b ję to śc io w y u d z ia ł w y d zie leń .
Przyjm uje s i ę , że naprężenie własne wyrażone wzorem M ) wpływa decydująco na w ielk ość g ran icy p l a s t y c z n o ś c i , gdy od
l e g ł o ś ć w y d zieleń w p ła s z c z y ź n ie p o ś liz g u j e s t większa od pod
wójnego promienia krzywizny u g ię c ia l i n i i d y s l o k a c j i pod d z i a łaniem te g o na prężenia. Wielkość t e j krzywizny wyrażona j e s t wzorem:
§ - t b<p 5 12;
gd z i e :
T - n a p r ę ż e n ie ; b - wektor 3uxgorsa;
T - n a p ię c ie l i n i i d y s l o k a c j i .
J e ż e l i T = 2G8i‘ zaś 2 = 0,5 Gb^ to wartość o wynosi:
Q = ~ ~ • (3 )
Jak wspomniano, oddziaływanie naprężeń wokół w ydzieleń kohe
rentnych dominuje w mechanizmie umocnienia, gdy o d le g ło ś ć mię
dzy wydzieleniam i [42] : d 2 . co po podstawieniu wzoru ( 5 ) daje wartość [4 2 ]:
T T f * ^
J e ś l i w y d z ie le n ia rozmieszczone są g ę ś c i e j , wartość naprę
że n ia wywołującego od k ształcen ie plastyczne z a le ży głównie od w i e l k o ś c i naprężeń potrzebnych do p rzem ieszczen ia d y s lo k a c ji
poprzez w y d z ie le n ia [4 5 ]. Uwzględnia s ię w tym przypadku od
d ziaływ anie następujących czynników:
- r ó żn ic e modułu s p r ę ż y s t o ś c i w ydzieleń i osnowy;
- nieuporządkowanie atomów małego zasięgu w obrębie w ydzie
l e n i a ;
- wzrost powierzchni fazowej w yd zieleń p rzy p r z e j ś c i u d y s lo k a c j i ;
- częściowe rozp uszczenie w y d zie leń przy p r z e j ś c i u d yslo ka
c j i ;
- n ie r ó w n o łe g ło ś c i p ła s zc z y z n p o ś liz g u w y d zieleń i osnowy.
K e l l y i N icholson [45] p o d a l i , że naprężenie potrzebne do p rzem ieszczen ia d y s l o k a c j i p rzez s f e r o i d a l n e w y d z ie le n ie ko
herentne, przy pominięciu oddziaływania naprężeń d a le k ie g o za
s ię g u , można wyrazić w p o s t a c i :
f . c . f .<*•
T = 13 + i ’ ‘ 5)
g d z ie :
T - k rytyczne naprężenie s ty cz n e ; b - wektor 3urger3a; •
f - ob jęto ścio w y procent w y d zie leń ; tf - e n e r g ia powierzchniowa w yd zieleń ;
- e n e r g ia powierzchni międzyfazowej w y d zieleń i osnowy;
- s t a ł a = l[6/.T ;
r - śre d n i promień s f e r o i d a l n e g o w y d z ie le n ia , f . ł
Wyrażenie ---- ^ p r z e d s t a w i a naprężenie związane z powsta
niem zaburzenia struktury w y d z ie le n ia przy p r z e j ś c i u d yslo ka
c j i co p rzy wydzieleniach^o większych wymiarach ma znaczenie dominujące. Człon — ‘ * 8-s odpowiada naprężeniu potrzebnemu do utworzenia p rzez p o ś l i z g dodatkowej powierzchni m ięd zy fa - zowej w yd zieleń i osnowy.
W przypadku w y d zie leń niokohcrentnycb ich wpływ na umocnie
nie nożna rozpatrywać w oparciu o t e o r i ę Orowana [44],uzupeł
nioną p rzez K e l l y ^ g c i Nicholsona [4 5 ]. Zakłada cna przem iesz
czanie s i ę d y s l o k a c j i przez wyginanie ich l i n i i między " tw a r dymi” w yd zielen iam i f a z i j e ś l i naprężenie j e s t w ystarczająco
duże d y s lo k a c je utworzą kołowe p ę t l e wokół w y d z ie leń . Napręża
n ie potrzebne do zapoczątkowania od k s zta łc e n ia p lastyczn ego może być wyrażone w p o s t a c i :
g d z i e :
T - g ra n ic a p la s t y c z n o ś c i umocnionego stopu;
T - gra n ic a p la s t y c z n o ś c i osnowy;
G - moduł s p r ę ż y s t o ś c i p o p rze cz n e j;
b - wektor Burgersa;
$ - 1/2 [ i + » g d z i e : V - współczynnik Poissona;
d - ś re d n ia o d le g ło ś ć w y d zie leń ; r - śre d n i promień w y d zieleń .
Przedstaw ione t e o r i e umocnienia wydzieleniowego stanowią n ie w ą tp liw ie uproszczone modele mechanizmów r z e c z y w is ty c h . Gdy w y d z ie le n ia n ie są s f e r o i d a l n e występuje wpływ naprężeń włas
nych d a ls ze g o z a s ię g u ; i s t n i e j ą również tru d n ości dokład
nego o k r e ś le n ia występujących we wzorze ( 1 ) w artości"fi" i " i " . W przypadku zjaw is k a tw ard ości wtórnej w s ta la c h , zachodząca równocześnie z wydzielaniem węglików r e k r y s t a l i z a c j a osnowy G.
wpływa decydująco na koĄcowy e f e k t umocnienia. A n a liz a z ja w i
ska tw a rd ości wtórnej, w s t a l i 0,2% C i 1% V wykazała, że nie może ono być tłumaczone w yłącznie oddziaływaniem naprężeń
własnych . Większą zgodność danych doświadczalnych uzyskano przy uwzględnieniu p r z e j ś c i a d y s l o k a c j i p rzez w y d z ie le n ia względnie uginania s i ę l i n i i d y s l o k a c j i . Badania mikroskopowe przemawia
ł y r a c z e j za pierwszym z tych dwóch mechanizmów [17] .
1 .3 . Zjawisko kruchości s t a l i chromowo-molibdenowo-wanado- wych na podstawie dotychczasowych badań
W rozwoju s t a l i Cr-Mo-Y podstawowym kryterium doboru składu chemicznego i t e c h n o l o g i i b y ł o przede wszystkim uzyskanie okre
ś l o n e j wytrzym ałości na p e łz a n ie [1, 2. 5]• Wyniki e k sp lo a ta cyjne wskazały jednak na konieczność zapewnienia również od
(
6
)porności tych s t a l i na kruche pękanie zarówno w temperaturach podwyższonych jak i o to c z e n ia [4, 45] . Stwierdzono bowiem, że przy w zroście w łasności wytrzymałościowych powyżej pewnych granicznych w a r to ś c i, występuje zwiększenie w r a ż liw o ś c i s t a l i na koncentrację naprężeń [2, 6, 4 6 ].
Badania zjaw is ka kruchego pękania w próbie p e łz a n ia w 565°C prowadzone na s t a la c h : 0,17% C; 0,59% Cr; 0,86% Mo i 0,20% V oraz 0,22% C; 2,80% Cr; 1,03% Mo i 0,87% V wykazały,że zasad
n ic zy wpływ na zarodkowanie i rozwój kruchych pęknięć w pod
wyższonych temperaturach wywierają r ó żn ic e umocnienia s t r e f przygranicznych z ia r n oraz p o z o s t a ł e j osnowy [47] . S t r e f y p rz y graniczne o mniejszym umocnieniu, zubożone w w y d z ie le n ia w ę g l i ków skupiających s i ę w obrębie oraz na granicach z ia r n - akumu- l u j ą w p ro c e s ie p e łz a n ia znaczną i l o ś ć d y s l o k a c j i , co opóźnia proces zarodkowania mikropęknięć [4 8 ]. Zwiększenie o b j ę t o ś c i o wego udziału w strukturze wspomnianych obszarów przygranicznych poprzez z a b i e g i obróbki c i e p l n e j , uodparnia zatem s t a l e Cr-Mo-V na kruche pękanie w warunkach ich e k s p l o a t a c j i [47] .
Badania udarności w podwyższonych temperaturach s t a l i 0 ,28 - 0,40% C z zaw artością Cr, Mo, V i W ujawniły w zrost kruchości w zak resie 350-450°C. Najwyższą udarność uzyskano no hartowa
niu w o l e j u , a w miarę zm niejszenia szybkości chłodzenia obser
wowano j e j spadek. Do temperatury ok. 450°C przełom próbek u- darnoćciowych p o s ia d a ł charakter t r a n s k r y s t a l i c z n y , a powyżej t e j temperatury m ię d zy k ry s ta lic zn y [49] .
S t a le Cr-Mo-V n ie wykazują tzw. odwracalnej kruchości od
puszczania w ystępującej w wyniku wytrzymania s t a l i w pewnym zak resie temperatur n a j c z ę ś c i e j 400-600°C oraz następnego po
wolnego chłodzenia i za n ik a ją c e j p rz y wtórnym nagrzaniu do o - . k r e ś lo n e j temperatury i szybkim c h io d z e n iu [6 , 50, 51] . Z ja w i
sku temu p r z e c iw d z ia ła jak wiadomo obecność w s t a l i molibdenu.
Omawiane s t a l e wykazują natomiast tzw. nieodwracalną kruchość odpuszczania związaną z trwałymi zmianami stru k tu ry przy odpu
szc ze n iu w określonych zakresach temperatur [52a,b] . W s t a l i 0,14% C; 1,1% Cr; 0,28% Mo i 0,25% V hartowanej w o l e j u z 1100°C stw ierdzono znaczne obniżenie udarności w warunkach o to
cze n ia po odpuszczeniu w temperaturach 400-450°C i 550-600°C.
Odpowiadał temu w zrost z n ie k s z t a łc e n i a s i e c i osnowy t j . w i e l k o ś c i stosunku —1%--■ Ca - parametr s i e c i ) , określonego metodą
cl
r e n tg e n o g r a fic z n ą p rz e z pomiar p o s ze r ze n ia r e fle k s ó w (110)^
i (220)^ [ 5 2 a ] . Po odpuszczaniu w za k re sie 500-600°C s t w i e r dzono ponadto zm niejszenie w i e l k o ś c i bloków. E fe k ty te którym tow arzyszy pewien w zros t tw ard ości przypisano zjawiskom zwią
zanym z procesami w y d z ie la n ia węglików. Podobne wyniki uzyska
no w badaniach grupy s t a l i o s k ła d z ie chemicznym: 0 , 1 4 - 0 ,22%C;
1,0-2,5% C r; 0,25-1,0% Mo i ok, 0,25% V [52b] . Stwierdzono, że dolny zakres temperatur występowania kruchości przy odpuszcza
niu r o z c i ą g a s i ę od 550° C do 450° C , a górny od 550°C do 600°C.
Wysunięte p rzy tym pogląd, że blokowanie ruchu d y s l o k a c j i p rzez mikroobszary osnowy a o maksymalnych wewnętrznych naprężeniach sp ręży stych prowadzi do zarodkowania mikropęknięć i rozwoju kruchego pękania. Dla wszystkich badanych s t a l i określono empi
ryczną zależn ość zmian udarności "a^"' od w i e l k o ś c i z n ie k s z t a ł c e n ia s i e c i roztworu ct i w i e l k o ś c i ziarna [ 52b] :
ak = C - K. (7 )
g d z i e :
C - s t a ł a p rzed staw iają ca udarność przy = 0;
a.
K - s t a ł a zależn a od w ie l k o ś c i ziarna ;
- w ie lk oś ć z n ie k s z t a łc e n ia s i e c i roztworu oC t a
Wyznaczony w ten sposób p r z e b ie g zmian udarności z tempera
tu rą odpuszczania wykazał dużą zgodność z wynikami bezpośred
nich prób mechanicznych. W omawianej pracy [52b] zasugerowano, że zjaw iska kruchości s t a l i Cr-Mo-V występujące w procesach odpuszczania związane są głównie z obecnością w s t a l i wanadu.
P i e r w i a s t e k ten o dużym powinowactwie dc węgla wykazuje duż4 skłonność do s e g r e g a c j i oraz zmian o b j ę t o ś c i i z n i e k s z t a łc e n ia s i e c i osnowytx. W p rz ec iw ie ń stw ie do tego molibden wykazu
ją c y znaczną równomierność rozm ie szczen ia zarówno na granicach ja k i w obrębie z ia r n f e r r y t u p r z e c iw d z ia ła s e g r e g a c j i i pow
strzymuje proces zarodkowania mikropęknięć. Stwierdzono, że
w zrost zaw artości molibdenu do ok. 0,85-1,0% zm niejsza wpływ w i e l k o ś c i ziarn a s t a l i Cr-Mo-V na występowanie kru ch ości.
Przytoczon e prace d o t y c z y ły głównie zjaw isk a kruchości, s t a l i Cr-Mo-V o s tru k tu rze m a rten zy ty c zn e j. Ze względu na w i e l kość elementów z nich wykonywanych hartu je s i ę j e n a j c z ę ś c i e j w warunkach zapewniających uzyskanie struktury b ain ityczn e.j [ 6 ] . Jak dotąd brak wyczerpujących danych o występujących w rych warunkach zjawiskach kru chości. W badaniach s p o in s t a l i 1/2Cr1/2Mo1/4V o zaw artości 0,12% Ć wysunięto pogląd , że pod
czas przebywania m a te ria łu w z a k re sie temperatur przemiany b a in it y c z r .e j następuje m igra c ja wanadu do obszarów prob ainib ycz- nego f e r r y t u oraz węgla do nieprzemienionego a u s te n itu . Proces ten p otęgu je s i ę w miarę zm niejszenia szybk ości c h ło d ze n ia , wpływając na niejednorodność stru k tu ry i wzrost kruchości s t a - 11 [55] . Zwrócono p rzy tym uwagę na f a k t , że wolne nagrzewanie do temperatur wysokiego odpuszczania zwiększa kruchość s t a l i , co tłumaczono niekorzystnym oddziaływaniem procesu w y d z ie la n ia węglików w niższych temperaturach. Jako główną przyczyną zwięk
szonej podatności s t a l i Cr-Mo-V na kruche pękanie uznano i s t n ie n ie r o ż n ie umocnienia z ia r n i ich granic pod wpływem z j a w i ska twardości w tó r n e j. Mniej umocnione s t r e f y p rzygra n iczn e ł a t w i e j u le g a ją o d k ształcen iu plastycznemu n iż p o z o s ta łe z i a r na co zwiększa prawdopodobieństwo zarodkowania mikropęknięć na granicach z i a r n ,
W s ta la c h 12H1MF i 15H1M1F hartowanych p rzy zmiennych szyb- kościacn ch łod zen ia stw ierdzono w zrost kruchości po odpuszcza
niu w temperaturach 500-700°C. JSfekt ten zaznaczył s i ę s z c z e g ó ln ie n ie k o r z y s tn ie po uprzednim hartowaniu z szybkościami od 2 do 50°C/min; występowała wtedy s tru k tu ra b a i n i t y c z n a z w yd zielen iam i węglików w układzie Widmannstattena [5 1 ]• O s ta t
n ie badania nislcowęglowych s t a l i Cr-Mo-V wskazały na i s t n i e n i e po hartowaniu z średnimi szybkościami dwóch różnych roztworów cC tzw. " f e r r y t u I " i " f e r r y t u I I " . F e r r y t I i n a c z e j wysoko
temperaturowy powstaje w wyniku przemiany a u s te n itu n ie zn a c z
nie p o n iż e j temperatury Ac^ i wykazuje n i e w i e l k i e p rzesy cen ie węglem. F e r r y t I I tworzy s i ę w temperaturach 5S0-540°C i cechu
j e go znaczne p rz es y c en ie węglem, a i l o ś ć j e g o zwiększa s i ę ze
wzrostem temperatury a u s t e n i t y z a c j i i spadkiem, s zybk o ści chło
d ze n ia . Proces s t a r z e n ia f e r r y t u I I podczas odpuszczania w tem
peraturach 600-7CO°C zwiększa kruchość niskowęglowych s t a l i Cr-Mo-V [54] . W ś r e d n io - i wysokowęglowych s ta la c h Cr-Mo-V duży wpływ na w łasności w tym rów n ież udarność wywiera auste
n i t szczątkowy i je g o przemiana w p r o c e s ie odpuszczania [5, 49]..
Jak wynika z przytoczonych p rac, dotychczasowe poglądy na i s t o t ę zjaw is k kruchości s t a l i Cr-Mo-V są bardzo n i e j e d n o l i t e . W s z c z e g ó ln o ś c i n ie podają ś c i ś l e wpływu określonych zmian struk
turalnych na mechanizm pękania s t a l i . Stąd celowym wydaje s i ę p rzea n alizo w an ie danych doświadczalnych w oparciu o współczesne t e o r i e zarodkowania i r o z p r z e s t r z e n i a n i a s i ę mikropęknięć.
f • ■
1 .4 . T e o r ie powstawania mikropęknięć
Współczesne t e o r i e mechanizmu pękania m e t a l i , a w o g ó ln o ś c i c i a ł k r y s t a lic z n y c h są zgodna co do t e g o , że zarodkowanie mi
kropęknięć j e s t ś c i ś l e związane z procesem o d k s zta łc e n ia p l a s ty c z n e g o . W cześniejsze poglądy w tym głównie t e o r i a G r i f f i t h a
[55] zak ład ały i s t n i e n i e w m a te ria le rodzimych mikropęknięć ( m i k r o s z c z e l i n ) decydujących o występowaniu kruchego pękania, co okazało s i ę słuszne je d y n ie d la sprężystych c i a ł a m o r fic z
nych. I l o ś c i o w y e f e k t o d k s z ta łc e n ia p las ty czn e go p op rzedza ją
cego proces pękania c i a ł k r y s t a lic z n y c h je s t - n a j w i ę k s z y w me
ta la c h o s i e c i a c h g ęs to obsadzonych i zmniejsza s i ę ze wzro
stem szy b k o ści o d k s zta łc e n ia i spadkiem temperatury [56a ] . Niemniej jednak nawet w temperaturach 4,2°K i 77°K s tw ie rd z o no, że pozorn ie c a łk o w ic ie kruchy przełom t r a n s k r y s t a l i c z n y poprzedzany j e s t odkształceniem plastycznym [56b, 5 7 ]. Nie do
t y c z y bc pękania m ię d z y z ia r n is t e g o , k tórego mechanizm j e s t od
mienny.
W p r o c e s ie pękania t r a n s k r y s ta lic z n e g o można wyodrębnić nastę
pujące zjaw isk a [5 8 ]:
- o d k s z ta łc e n ie p la s ty c z n e . - zarodkowanie mikropęknięć,
- r o z p r z e s t r z e n i a n i e s i ę mikropęknięć.
W pewnych warunkach zjaw iska te następują po sob ie k o la jn o w sposób c i ą g ł y * a rozwój każdego z nich przygotowuje warunki do zapoczątkowania następnego. Ma to m iejsce w przypadku tzw.
pękania c i ą g l i w e g o . J e ś l i jednak warunki niezbędne do r o z p r z e s t r z e n i a n i a s i ę p ę k n ię c ia są ju ż spełnione zanim pojawią s i ę pierwsze m ikropęknięcia wtedy następuje ich lawinowy wzrost co odpowiada kruchemu pękaniu [ 5 9 ] . Jakkolwiek zarodkowanie mikro
pęknięć wydaje s i ę być n i e r o z ł ą c z n i e związane z odkształceniem plastycznym, to jednak i s t n i e j ą c e t.eorie r ó ż n i ą s i ę między so
bą ujęciem mechanizmu przechodzenia procesu o d k s zta łc e n ia p l a stycznego w zarodkowanie mikropęknięć i oceną głównej p rz y c zy ny zjaw iska.
S p i ę t r z e n i e d y s l o k a c j i n a p r z e s z k o d a c h .
Podany p rz e z Zenera [60] dyslokacyjny modę], zarodkowania mikropęknięć o p ie r a s i ę na z a ło ż e n iu , że d y s lo k a cje wytwarza
ne p rzez ź r ó d ło Franka-Reada p rz em ie s zc za ją s i ę w p ła s z c z y ź n ie p o ś l i z g u , a po napotkaniu przeszkody w p o s ta c i gran icy z ia r n lub f a z u le g a ją s p i ę t r z e n i u co prowadzi do powstania dysloka
c j i o wielokrotnym wektorze Burgersa, stanow iącej zarodek pęk
n i ę c i a w p ła s z c z y ź n ie w p r z y b l i ż e n i u p ro s to p a d łe j do p ła s z c z y z ny p o ś liz g u - r y s . 5* Model Zenera rozw in ą ł i u j ą ł i lo ś c io w o Stroh [6 1 , 6 2 ], wykazując że naprężenie związane ze s p i ę t r z e niem d y s l o k a c j i przed przeszkodą wywołuje ich k o a le s c e n c ję i zarodkowanie mikropęknięć względnie uruchamia ź r ó d ła dysloka
c j i w sąsiedn ich ziarnach , co może również doprowadzić do za
rodkowania w nich mikropęknięć. Zgodnie z t e o r i ą Stroha, za
rodkowaniu mikropęknięć p r z e c iw d z ia ła uruchamianie nowych ź r ó d e ł d y s l o k a c j i .
Naprężenie wywołane oddziaływaniem s p iętrzo n y ch d y s l o k a c j i konieczne d la utworzenia zarodka p ę k n ię c ia według modelu Zene
r a - Stroha wynosi [61] : ^
C8)
g d z ie :
fj1 - e n e r g ia powierzchniowa;
G - moduł s p r ę ż y s t o ś c i p o p rze cz n e j;
v - współczynnik Poissona;
L - o d le g ło ś ć ź r ó d ł a d y s l o k a c j i od przeszkody.
Mechanizm Zenera - S tro ba z o s t a ł potwierdzony w k ry szta łach MgO [6Ja] , I s t n i e j e jednak s z e r e g argumentów poddających w wąt
p liw ość omawiany model zarodkowania mikropęknięć. Kwestionuje s i ę m .in. możliwość równoczesnego w ystąp ienia w wyniku s p i ę t r z e n i a d y s l o k a c j i znacznych naprężeń stycznych w p ła s zc zy ź n ie p o ś l i z g u oraz naprężeń normalnych w p ła s z c z y ź n ie do n i e j pro
s to p a d łe j [59] . Łow [64] z w r ó c ił uwagę na f a k t , że przeszkoda wywołująca s p i ę t r z e n i e d y s l o k a c j i winna by mieć wytrzymałość na naprężenia styczn e równą t e o r e t y c z n e j gran icy na ścinanie co j e s t mało prawdopodobne.
Nieco odmienny model zarodkowania mikropęknięć, l e c z rów
n i e ż oparty na s p i ę t r z a n i u d y s l o k a c j i podany z o s t a ł w pracach D e ru yttera - Greenougha [65] , a następnie Gilmanna [66] . Me
chanizm ten zakłada, że m ikropęknięcie tworzy s i ę w p ła s z c z y ź n ie p o ś l i z g u z a w ie r a ją c e j s p ię trz o n e d ys lo k a cje pod wpływem składowej naprężenia p r o s to p a d łe j do t e j p ła s zc zyzn y . Wielkość naprężenia potrzebnego do s p i ę t r z e n i a d y s l o k a c j i niezbędnego d la utworzenia trw ałego n ik ro p ę k n ię c ia wynosi:
Wyrażenia ( 8 ) i C9) mają prawie identyczną postać i wystę
pują w nich te same w i e l k o ś c i . Wartość k rytycznego naprężenia wyznaczona wzorem ( 9 ) j e s t n iezn acznie wyższa od ok re ślo n e j wzorem ( 8 ) ; obie w i e l k o ś c i są jednak tego samego rzędu. Rozpa
trywany mechanizm stwierdzony w monokryształach Zn odnosi s ię do przypadków, gdy p łaszczyzny p o ś liz g u pokrywają s i ę z p ł a szczyznami ł u p l i w o ś c i .
1 2
( 9 )
S p i ę t r z e n i e d y s l o k a c j i n a p r z e c i ę c i u p ł a s z c z y z n p o ś l i z g u
Modele zarodkowania mikropęknięć zakładające s p i ę t r z e n i e d y s l o k a c j i na granicach z ia r n n ie tłumaczą zjaw iska kruchego pękania w monokryształach. Zjawisko to pozwala wyjaśnić opra
cowany p rzez C o t t r e l l a [67] mechanizm zarodkowania mikropęknięć w c iałac h k r y s ta lic z n y c h o s i e c i r e g u la r n e j p rz e s tr ze n n ie cen- t r y c z n e j . Zakłada on powstanie m ikropęknięcia na p r z e c i ę c i u dwóch czynnych p łaszczyzn p o ś liz g u {110} zgodnie z r y s . 6, w wyniku r e a k c j i d y s l o k a c j i o wektorze Burgersa 1/2 a [111]
p o ru s za ją c e j s i ę w p ła s z c z y ź n ie (101) z d y s lo k a c ją 1/2 a [111]
p rz e m ie s zc za ją c e j s i ę w p ła s z c z y ź n ie (101) według r e l a c j i :
\
a [ l i i ] -i-\
a [1 1 1 ]---► a [001] . (10) Prowadzi to do zm niejszenia e n e r g i i s p r ę ż y s te j w p ła s z c z y ź n ie(0 0 1 ). Dyslokacja a [001] posiada t e o r e t y c z n i e m ożliw ości po
ś l i z g u , zjaw iska te g o jednakże n ie zaobserwowano [6 8 ]. Tłuma
czy s i ę to brakiem składowej naprężenia stycznego w kierunku [001] ( r y s . 6) oraz dużą s i ł ą P e ie r ls - N a b a r r o w p ła s z c z y ź n ie (1 0 0 ). D yslokacja a [0 0 ll może zatem stanowić b a r i e r ę na k tó r e j będą s ię s p i ę t r z a ć d ys lo k a cje z obu p ła s zc zyzn p o ś liz g u co prowadzi do ich k o a l e s c e n c j i i utworzenia d y s l o k a c j i [001] o wie
lokrotnym wektorze Burgersa, stanowiącej zarodek p ę k n ię cia . Z rozważaj! teorety czn y ch Stroha [68] wynika, że s i ł y odpy
chania p r z e c iw d z ia ła ją c e k o a l e s c e n c j i d y s l o k a c j i zgodnie z r e l a c j ą (1 0 ) są ok. 3 -k ro tn ie większe od s i ł y p o trze b n e j do p rz e biegu r e a k c j i odwrotnej t j . d y s c o c j a c j i d y s l o k a c j i a [001] , co poddaje w wątpliwość mechanizm C o t t r e l l a . Zakładając, że d y s lo kacje powstałe w wyniku d y s o c j a c j i d y s l o k a c j i a [001] napotka
j ą na przeszkody zaś wartość d z i a ł a j ą c e g o na nie naprężenia stycznego u legn ie zm niejszeniu p rzy zmianie kierunku p o ś liz g u - dochodzi s i ę do wniosku, że k oalen scencja d y s l o k a c j i 1/2 a
[111] i zarodkowanie mikropęknięć winna być pod względem ener
getycznym n iezn acznie ł a t w i e j s z a n iż d y s o c ja c ja d y s l o k a c j i a [001] i p o ś l i z g j e j składowych. Dane doświadczalne wykazały
jednak występowanie mechanizmu C o t t r e i l a w p r o c e s ie pękania k ry ształó w MgO [63b] oraz f e r r y t u krzemowego [69] .
S p i ę t r z e n i e d y s l o k a c j i w r ó w n o l e g ł y c h p ł a s z c z y z n a c h p o ś l i z -
g u
W pracach orowana [ 7 0 ] , F u j i t y [71] oraz Kocbendorfera [72]
przedstawiony z o s t a ł mechanizm zarodkowania mikropęknięć opar
t y na za ło ż e n iu , że dwa rzędy d y s l o k a c j i krawędziowych o p r z e ciwnych znakach, poruszające s i ę naprzeciw s i e b i e w równole
głych płaszczyznach p o ś l i z g u mogą utworzyć w m iejscu spotkania d y s l o k a c j i czołowych zarodek p ę k n ię c ia . Aby zjaw isk o t o wystą
p i ł o , o d le g ło ś ć między płaszczyznami p o ś l i z g u " h " winna wyno
s i ć co najwyżej k i l k a parametrów s i e c i . P rz y o d l e g ł o ś c i równych parametrowi s i e c i utworzy s i ę rząd wakansów. P rz y większych od
l e g ł o ś c i a c h w s t r e f i e pomiędzy dyslokacjam i czołowymi powstają znaczne naprężenia r o z c i ą g a j ą c e prowadzące do "ro ze rw a n ia "
p ła s zc zy z n sieciowych* W wyniku d o łą c za n ia nowych d y s l o k a c j i z obu p ła s zc zy z n p o ś l i z g u powstaje mikropęknięcie o wysokości
"h " i s z e r o k o ś c i "n x " , g d z ie "n " - i l o ś ć d y s l o k a c j i , zaś
" x " - o d le g ło ś ć między dyslokacjam i. Naprężenie r o z c ią g a ją c e wywołujące powstanie m ikropęknięcia z a le ż y głównie od o d l e g ł o ś c i między dyslokacjami x , mniej natomiast od w a r to ś c i "n "
i " h " . Tłumaczy s i ę to tym, że naprężenie d z i a ł a j ą c e na d y s lo ka c ję pochodzi głównie od d y s l o k a c j i z t e j samej p łaszczyzny p o ś liz g u [ 7 3 ] . Omawiany mechanizm pękania ujawniono w n i c i o - wych k ry s z ta ła c h kadmu, s t w i e r d z a j ą c , że o d le g ło ś ć między p ła szczyznami p o ś l i z g u wynosiła h 5.10- ^ cm, a ś red n ia o d le g ło ś ć d y s l o k a c j i x sy 10"6 cm [74] .
Z a r o d k o w a n i e m i k r o p ę k n i ę ć n a g r a n i c a c h w ą s k o k ą t o w y c b .
0 i l e występujące w k r y s z t a l e gran ice wąskokątowe n ie łą c z ą s i ę z granicami z ia r n lub powierzchnią k r y s z t a ł u t o w miejscach ic h zakończenia występują naprężenia w ystarczają co duże do za
początkowania pękania [70] .
Potwierdzono to w metalach o s i o c i heksagonalnej [75] . Dla po
ja w ie n ia s i ę m ikropęknięcia na g ran icy wąskokątowej muszą być spełnione dwa warunki [73] s
- odpowiednia d e z o r i e n t a c j a podziarn;
- powstanie uskoku gran icy wąskokątowej.
J e ś l i gran ic a wąskokatowa składa s i ę z "n " d y s l o k a c j i k ra
wędziowych o wektorze Burgersa b , oddalonych od s i e b i e o od
le g ł o ś ć <3 - r y s . 7 - to d y s lo k a c ja czołowa s ta n ie s i ę zarod
kiem m ikrop ęk nięcia, gdy aa p o zo s ta łe d y s lo k a c je g ra n ic y za
d z i a ł a naprężenie 6'’ , skierowane prostopadle do głównej p ł a szczyzny łu p l i w o ś o i i wyrażone z a le ż n o ś c ią [ 73] '
- e n e r g ia powierzchniowa;
b - wektor Burgersa d y s l o k a c j i ; G - moduł s p r ę ż y s t o ś c i p o p rze cz n e j.
Szerokość s t r e f y w k t ó r e j naprężenie d’ os ią g a wartość okre
śloną wzorem (1 1 ) j e s t n ie zn a c zn ie m niejsza od d łu g o ś c i g r a n i
cy wąskokątowej. Dla utworzenia s i ę m ikropęknięcia długość g ra n ic y L musi p rzek roczyć wartość k rytyczną L [73] s
b - wektor Burgersa d y s l o k a c j i ;
© - k ąt d e z o r i e n t a c j i pod ziarn.
P rzy d łu g o ś c i g ra n ic y ok. 1 mm kąt © winien wynosić co n a j
mniej 5 ° . J e s t mało prawdopodobne by nagłe "urywanie" s i ę granic wąskokątowych w k r y s z t a l e o znacznej k o n c e n t r a c ji naprę
żeń u ich c z o ł a mogło być wynikiem procesów d yfu zyjn ych . J e s t t o r a c z e j e f e k t p r z e c i ę c i a g ra n ic y płaszczyzn ą p o ś l i z g u i p r z e m ieszczania względem s i e b i e obu j e j c z ę ś c i ( r y s . 7 ) ; p rzy za
ł o ż e n iu że p o ś l i z g je d n e j z nich b y ł utrudniony ze względu na (11)
gdzie
(
12
)gdzie
oddziaływanie j a k i e j ś przeszkody. P rz y odpowiednim k ą c ie dezo
r i e n t a c j i , pod działan iem r o z d z i e l a j ą c e g o granicę n aprężenia, u j e j końca powstanie zarodek p ę k n ię c ia . S i ł a d z i a ł a j ą c a mię
dzy obu c zęścia m i g r a n ic y , wywołująca ich wzajemne przemie
s z c z e n ie w p ła s z c z y ź n ie p o ś l i z g u - będącej zarazem, p łaszczyzną łu p l i w o ś c i - wynosi w p r z y b l i ż e n i u [73] ’
F rs £— . ( 1 3 )
2 6 *
J e ś l i p rzem ieszczenie granicy " x " j e s t mniejsze od j e j d łu g o ś c i nie nasbąpi zarodkowanie mikropęknięć. Aby przesunąć obie c z ę ś c i gran icy na długość x , p rzyłożone naprężenie G winno s p e łn ić zależność [73] :
V K G' b F
- 6 o = 4 = ° '® e > < • » ) g d z ie :
C0 - średnie naprężenie s i ł t a r c i a d z ia ła ją c y c h na d ysloka
c j e g ra n ic y wąskokątowej;
F - wartość s i ł y wg wzoru ( 1 3 ) ;
p o z o s ta łe w ie l k o ś c i jak we wzorach (11) i (1 2 ) oraz na r y s . 7.
Dla L « 1 0 "1 cm i © rz 10° w ielk ość (y - G.
Z a r o d k o w a n i e m i k r o p ę k n i ę ć n a b l i ź n i a k a c h .
W dotychczasowych badaniach s tw ierd zono, że procesowi pow
stawania b liźn ia k ó w d y fo r m a c ji, s z c z e g ó ln ie w metalach o s i e c i r e g u la r n e j p r z e s tr z e n n ie c e n try c zn e j towarzyszą zjawiska kruchości [ 7 6 a , b , c ] . Występuje to głównie w obniżonych tem
peraturach co tłumaczy s i ę utrudnionym w tych warunkach po
ś l i z g i e m , k tó r y mógłby zapewnić r e l a k s a c j ę naprężeń wywołanych bliźniakowaniem [73] • H u ll [76b] prowadząc próby r o z c ią g a n ia monokryształów F e - S i w-1% °C obserwował zarodkowanie mikropęk
nięć na p r z e c i ę c i u b liźn ia ków o i l e następowało ono w p ła s z c z y ź n ie p o ś l i z g u p r o s to p a d łe j do kierunku d z i a ł a n i a przyłożonych
naprężeń. Zarodkowanie pęknięć na p r z e c i ę c i a p ła s zc zy z n b l i ź - nialcowania s t w i e r d z i ł również Honda [77] . Wykluczył on jednak możliwość wzajemnego p rzen ik ania s i ę b liźn ia k ó w za k ła d a ją c , że stanowią one d la s i e b i e wzajemne b a r i e r y wpływające na wy
s t ą p ie n ie znacznych naprężeń normalnych do p łaszczyzn y p o ś l i z ga. Próby tłumaczenia zarodkowania mikropęknięć p rz ez s p i ę t r z e n ie d y s l o k a c j i na granicach b liźn ia k ó w [ 78] z o s t a ł y zakw estio
nowane po wykazaniu, że w ż e l a z i e cC d y s lo k a cje pokonują p rz e szkody w p o s t a c i koherentnych granic b l i ź n i a c z y c h [79] • Według Hornbogena [80] nagłe powstawania b liźn ia k ó w d y fo rm a c ji s t a j e s i ę w pewnych warunkach źródłem " f a l i naprężeń" rozchodzącej s i ę przed b liź n ia k ie m w kierunku je g o wzrostu. Po napotkaniu przeszkody f a l a ta ulega częściowemu o d b ic iu , wpływając na l o kalny wzrost naprężeń i zarodkowanie pęknięć między przeszkodą a czołem b l i ź n i a k a . Pewne an alog ie z poglądami Hornbogena moż
na odnaleźć w h ip o t e z i e Sleeswyka [81] , zgodnie z k tó r ą two
r z e n ie s i ę b l i ź n i a k a w ż e l a z i e cC poprzedzone j e s t przem ieszcze
niem s i ę tzw. " d y s l o k a c j i em isyjnych" w p ła s z c z y ź n ie b l i ź n i a - kowania {1 1 2 }^ . I s t n i e n i e te g o zjaw iska p o t w i e r d z i ł y d a ls ze prace [8 2 ]'. Wysunięto p ogląd , że dwa b l i ź n i a k i , k tórych p ła s z czyzny habitus p r z e c i n a j ą s i ę w p ła s z c z y z ż n ie { 100} s t a j ą s i ę źródłem zarodka p ę k n ię cia w wyniku k o a l e s c e n c j i "d y s lo k a c j i em isyjnych" zgodnie z modelem C o t t r e l l a [67] .
K o a l e s c e n c j a d y s l o k a c j i k r a w ę d z i o w y c h p r z e m i e s z c z a j ą c y c h s i ę z d u ż ą s z y b k o ś c i ą
Prace Weertmana [83, 8ń] wykazały, że k iedy e n e r g ia k in e tyczna d y s l o k a c j i krawędziowej p o ru s za ją c e j s i ę w ośrodku i z o tropowym p rzek roczy en e rgię p o te n cja ln ą - co ma m iejsce przy poruszaniu s i ę d y s l o k a c j i z szybkością powyżej s zybk ości tzw.
f a l R a y leig h a t j . około 9/10 s zybk ości f a l i dźwiękowej p op rzecz
n ej - naprężenie styczne w p ła s zc zy ź n ie p o ś l i z g u zmienia znak.
Następuje wtedy p rz y c ią g a n ie i k o a le s c e n c ja d y s l o k a c j i t e g o samego znaku zamiast ich odpychania, co może prowadzić do za
rodkowania mikropęknięć. Zjawiska te potwierdzono w ż e l a z i e cc
