Анализ эволюции дефектной структуры поликристаллических материалов на различных стадиях нагружения методом акустической эмиссии (24.10.2011)

Автор: Башков Олег Викторович

Деформация сплава АМг6АМ протекает по типу III (рис. 1): на диаграмме нагружения отожженного сплава наблюдаются макроскопические скачки деформирующего напряжения, вызванные упругим откликом системы машина-образец – эффект Портевена–Ле Шателье (рис. 11, б). Существенным отличием стадии I деформации сплава АМг6АМ (рис. 11, а) является максимальная активность АЭ (dN?dtдисл = 120 с-1) в сравнении со всеми исследованными сплавами. Как следует из анализа оптических изображений поверхности образцов, каждый скачок связан с формированием локализованной полосы с типичной шириной порядка 1 ( 1,5 мм. Активность АЭ при этом повышается в моменты приращения деформационного упрочнения, каждое из которых заканчивается образованием на графике ??f(?) своеобразных «ступенек» (рис. 11, б), длительность которых ?? соответствует полному прохождению полосы от одного края рабочей части образца до другого. Нарушение локальной сдвиговой устойчивости при полном прохождении полосы становится возможным лишь при повышении напряжения на величину приращения ??.

Рис. 11 Графики зависимостей N=f(?) и dN/dt=f(?) для сигналов дислокационного типа и излучаемых микротрещинами а) и фрагмент диаграммы ? =f(?) и dN/dt=f(?) б) для сплава АМг6АМ

Методика разделения сигналов АЭ позволила установить, что акустическая активность на первых двух стадиях складывается в основном из активности преобладающего процесса скольжения и незначительной активности образования микротрещин. На стадии IV циклические скачки напряжений становятся источниками сигналов АЭ лишь дислокационного типа (рис. 11, б), что косвенно позволяет судить об участии механизма скольжения в процессе формирования локализованных и эстафетно смещающихся полос сдвига. Стадия разрушения протекает с повышением активности излучения сигналов от макротрещин в условиях активной пластической деформации.

5.2. Влияние концентрации напряжений на стадийность деформации и разрушения и кинетику акустической эмиссии образцов с надрезом.

В разделе представлены результаты исследования стадийности деформации и разрушения при одноосном растяжении образцов конструкционных сплавов с концентраторами напряжения, выполненными в виде надреза. Введение искусственного концентратора напряжения было обосновано двумя целями:

1) локализация области оптического наблюдения и акустического излучения для подтверждения возможности количественной оценки полученных результатов при совокупном использовании различных методов анализа стадийности деформации;

2) исследование влияния концентраторов напряжений на эволюцию дефектной структуры.

Результаты исследований показали неоднозначное влияние концентраторов напряжений на характер деформации на различных масштабных уровнях. Деформация сталей 20 и 45 протекает по типу II, подобно как и для гладких образцов с наличием стадий: I – упругости, II – начала пластической деформации и параболического упрочнения, II - линейного упрочнения, III – макролокализации (рис. 12, а). Деформация образцов алюминиевых сплавов, в отличие от сталей, заканчивается резким разрушением без стадии макролокализации (рис. 12, б).

Рис. 12 Графики зависимостей ?=f(?) и N=f(?) для образцов сплавов: а) сталь 45 (кривые 1 и 3), сталь 20 (кривые 2 и 4); б) Д16АТ (кривые 1 и 4), АМг6АМ (кривые 2 и 3).

Наибольшую чувствительность к надрезу проявили титановые сплавы. Высокая активность АЭ, вызванная высокой энергией излучения двойников и дислокаций, проявилась с самого начала деформации и имела степенную зависимость N(t) (рис. 13).

С повышением пластичности деформируемых образцов с надрезом при прочих равных условиях (скорость деформации, размеры концентратора и образца параметры регистрации АЭ и др.) средняя удельная энергия сигналов АЭ EАЭ УД. уменьшается (рис. 12). Установленная количественная связь EАЭ УД.(?) может является критерием чувствительности материала к концентрации напряжений.

Рис. 13 Графики зависимостей ?=f(?) и N=f(?) для образцов сплава Д16АТ: кривые 1 и 3 – закаленный и состаренный, кривые 2 и 4 отожженный.

На этом основании представленные материалы в ряду чувствительности к концентрации напряжений в порядке повышения чувствительности можно расположить следующим образом: сталь 20, АМг6АМ, сталь 45, Д16АТ, ОТ4, ВТ20. Вид кривых интегрального накопления АЭ также различается. При деформации сплавов АМг6АМ и сталь 20 были получены кривые N(t), характерные для гладких образцов, имеющие на границе стадий микротекучести и начала пластической деформации вид графика N(t) с большой крутизной угла наклона. Стадии упрочнения (III) и макролокализации (IV) сопровождались медленным снижением активности сигналов АЭ излучаемых в основном дислокациями.

Рис. 14 Зависимость удельной энергии сигналов АЭ от пластичности сплавов EАЭ УД =f(?)

Вид кривых N(t) для образцов сплавов Д16АТ и сталь 45 отличается от подобных для гладких образцов (рис. 14). Начавшийся рост активности АЭ резко снижается примерно в середине стадии упругости и начинает постепенно повышаться в начале стадии текучести.

Однако, в отличие от стали 20 и АМг6АМ на стадии упрочнения происходит степенной рост активности АЭ вплоть до разрушения, что говорит о высокой скорости локализованного развития дефектов в структуре деформируемого материала. Штриховыми линиями на графиках N(t), продолжающими развитие интегрального накопления сигналов АЭ, показан ход зависимостей, характерных для гладких образцов без надреза. Введение надреза способствует структурному переходу на следующий уровень деформации для данных материалов.

Рис. 15 Графики интегральной интенсивности деформации сдвига ?=f(t):

1- сталь 45, 2 - Д16АТ

Подтверждают это и исследования с использованием ОТИС по измерению интегральной интенсивности деформации сдвига ?=f(t) (рис. 15). На границе стадий I и II наблюдается достижение максимума ?, связанное с началом пластической деформации. Дальнейший подъем ? происходит на стадии предразрушения, сопровождающейся активным ростом АЭ.

В результате на основании энергетического анализа и анализа интегральных зависимостей N(t) материалы были условно разделены на малочувствительные и высокочувствительные к наличию концентраторов напряжений. К малочувствительным материалам были отнесены нормализованная сталь 20 и алюминиевый сплав АМг6АМ, к сплавам с повышенной чувствительностью относятся сталь 45 и Д16АТ. Титановые сплавы имеют особо высокую чувствительность к концентрации напряжений. На рис. 16 приведены фотографии микрорельефа поверхности исследованных образцов непосредственно перед разрушением.

Рис. 16 – Микроструктурный рельеф деформируемой поверхности.

а) сталь 20 (? = 6,5 %), б) АМг6АМ (? = 4,1 %).

Надрез в верхней части изображения. Размер изображения 550(370 мкм.

Необходимо отметить, что наиболее крупные элементы рельефа наблюдаются в более пластичных сплавах исследованных образцов стали 20 и сплава АМг6АМ.

5.3. Влияние поверхностного упрочнения на стадийность деформации и кинетику АЭ.

В разделе представлены результаты исследования стадийности деформации и разрушения образцов стали 12Х18Н10Т с нанесенным на поверхность путем ионного азотирования упрочняющим слоем различной толщины (10, 14 и 30 мкм).

Использованы критерии идентификации источников АЭ, связанных с пластической деформацией и хрупким разрушением, на основе анализа параметров регистрируемых сигналов АЭ. Деформация стали протекает по типу II (рис. 1) с наличием 4-х стадий. На рис. 17 представлен начальный фрагмент зависимости d?/d?=f(?) до ?=3 % . Растрескивание упрочненного слоя приводит к образованию дополнительной стадии. Ввиду несовместности упругой деформации покрытия и пластической деформации матрицы, происходит образование в покрытии сетки квазипериодических трещин, а в подложке мезополос локализованного сдвига (рис. 18). Развитие пластической деформации в подложке в локальных местах зарождения трещин происходит со скоростью на порядок выше, чем в местах, удаленных от поверхности. Поэтому регистрируемая активность АЭ дислокационного типа достаточно высока и ее максимум приходится на стадии упругости I и параболического упрочнения IV. Энергия излучаемых акустических волн возрастает, что являться следствием увеличения скорости движения дефектов.

Рис. 17 Стадии деформационного упрочнение d?/d?=f(?) стали 12Х18Н10Т с азотированным слоем: а) 30 мкм, б) 14 мкм, в) 10 мкм, г) без слоя азотирования Рис. 18 Микрорельеф поверхности образца стали 12Х18Н10Т с азотированным поверхностным слоем толщиной 30 мкм на различных стадиях деформации: а) 1,9 %; б) 2,3 %. Размер изображения 700(500 мкм.

С увеличением толщины упрочненного слоя пик активности АЭ на стадии IV снижается, а пик активности сигналов, излучаемых макротрещинами, растет. Анализ изменения интенсивности деформации сдвига ?=f(?), рассчитанной на основании анализа карт деформации поверхности, показал качественную схожесть графиков ?(?) и L(?) для различных толщин упрочненного слоя. Установлено, что первичное растрескивание упрочненного слоя большей толщины вызывает больший уровень значений ? при деформации ? = 0,5-1 %, что характеризует более высокую степень локализации деформации при разрушении покрытий большей толщины.

Рис. 19 Зависимости: суммарного счета ?N (а) и суммарной энергии ?E (б) сигналов АЭ от толщины покрытия при деформации образцов стали 12Х18Н10Т

В результате анализа установлена связь интегральных количественных характеристик АЭ с толщиной упрочняющих покрытий (рис. 19). Суммарный счет ?N и суммарная энергия ?E сигналов АЭ, характерных для образования макротрещин, имеют монотонный рост значений параметров при увеличении толщины упрочненного слоя покрытия. Значения суммарного счета и энергии сигналов АЭ, излучаемых при образовании микротрещин, для образцов с различной толщиной покрытия отличаются незначительно. При достижении некоторой толщины покрытия, назовем ее «критической» (обозначена вертикальной штриховой линией на рис. 19), активность сигналов АЭ, генерируемых дислокациями и микротрещинами, снижается, и рост ?N и ?E замедляется. Таким образом, можно сделать вывод о том, что нанесение даже незначительного по толщине упрочняющего покрытия высокой твердости на вязкую подложку оказывает существенное влияние на особенности эволюции дефектов в приповерхностном слое и на изменение численных значений параметров АЭ при незначительных общих изменениях механических свойств. Это подтверждает высокую чувствительность метода АЭ к выявлению фазовой неоднородности в материалах и возможность его использована для определения толщины и прогнозирования свойств покрытий.

5.4. Влияние термической обработки на характер АЭ эволюцию дефектной структуры изучали при деформации образцов стали 45 с различной степенью отпуска. Образцы подвергали закалке в воде от 850 оС и отпуску при температурах: 200, 300, 400, 500, 600 оС. С повышением температуры отпуска наблюдается закономерное уменьшение измеренных механических свойств: ?в и HRCэ (рис. 20).

Рис. 20 Графики изменения механических характеристик а) и интегральных АЭ параметров от температуры отпуска стали 45

Изменение механических свойств с повышением температуры отпуска не монотонно. Эти изменения коррелируют с зарегистрированными параметрами АЭ при деформации образцов. Численные значения суммарного счета и энергии АЭ приведены для уровня напряжения 1000 МПа для каждого из исследованных образцов. Плавный рост суммарного счета и энергии сигналов АЭ сменяется их резким увеличением при температуре отпуска 400 °С с последующим спадом при отпуске 500 °С. Столь значительный рост активности АЭ при отпуске 400 °С в большей степени связан со структурными и фазовыми превращениями в стали.

При температуре 270-300 °С начинается интенсивное уменьшение тетрагональности решетки мартенсита с выделением из него углерода, сопровождающееся снижением внутренних напряжений. Дальнейший рост температуры отпуска сопровождается образованием кубической решетки мартенсита и ростом карбидных зерен, что выражается в выравнивании графика изменения механических свойств стали 45 в диапазоне 400-500 °С. Графики интегрального накопления сигналов АЭ для температуры отпуска до t=400 °С имеют качественно схожий между собой вид с увеличивающейся с температурой отпуска крутизной графика N=f(t), что говорит о повышении подвижности дефектов, связанной с уменьшением тетрагональности решетки и восстановлением при t=400 °С ее кубической формы. При температуре отпуска 500 °С происходит растворение мелких и рост крупных карбидных частиц при сохранении все еще малых размеров зерен, чем и обосновано некоторое снижение подвижности дефектов и активности АЭ. Дальнейшее повышение температуры отпуска и отжиг приводят к образованию зернистого перлита. При этом возвращается пластичность стали 45, что сказывается на резком росте активности АЭ на стадии текучести.

Увеличение пластичности улучшенной стали (отпуск 600 °С) не значительно снижает ее прочностные свойства, обеспечив лишь достижение равновесного состояния и некоторую подвижность дислокаций в структуре измельченных зерен. Полученные изменения характера АЭ коррелируют с дилатометрическими исследованиями, а также изменением электрического сопротивления и магнитной индукции при изменении температуры отпуска.

В шестой главе представлены результаты исследования стадийности деформации и разрушения по данным акустической эмиссии на различных стадиях накопления повреждений в условиях действия циклических нагрузок.

В данной главе представлено описание стадий процесса усталости и накопления повреждений в конструкционных материалах на различных структурных уровнях с использованием инструмента, чувствительного к анализу на микроуровне – акустической эмиссии. В рассматриваемом в работе случае испытаний на циклический изгиб, напряжения, по мере удаления от поверхности и приближения к средней линии образца, убывают. В связи с этим максимальная деформация охватывает поверхностные слои, и наступление каждой из стадий усталости в различных сечениях образца по глубине будет происходить позднее. Это затрудняет разделение стадий накопления повреждений по параметрам АЭ, но не делает ее невозможной.

На основании уже известных представлений о механизмах усталостного и статического накопления повреждений была предложена гипотеза стадийности развития дефектов и связанной с ней стадийностью акустической эмиссии при циклическом нагружении. Стадия I (рис. 21) неактивного накопления сигналов АЭ – стадия микротекучести, формируемая в основном за счет локальной подвижки дефектов в приповерностных слоях в начале циклического воздействия. Стадия II характеризуется высокой активностью АЭ дислокационного типа, связанной с циклической текучестью образца.

Рис. 21 Схема интегрального накопления сигналов АЭ N?АЭ=f(N) при накоплении повреждений в процессе циклической усталости (1 – интегральное накопление сигналов АЭ дислокационного типа, 2 – интегральное накопление сигналов АЭ при образовании и развитии микротрещин)


загрузка...