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

Автор: Башков Олег Викторович

Стадия III связана с формированием повышенной плотности дислокаций и упрочнением материала, в связи с чем по аналогии с процессами, происходящими при статическом деформировании, стадия должна сопровождаться снижением активности АЭ дислокационного типа. Стадия IV состоит в образовании и развитии первичных микротрещин, образующихся в упрочненном материале. В свою очередь, продвигаясь в глубь материала, множественные поверхностные микротрещины влекут за собой развитие пластической зоны при их вершинах, что сопровождается приращением сигналов АЭ исходящих от развития микротрещин и дислокаций. Активность дислокационных сигналов может быть выше активности на стадии текучести II в связи с возросшей скоростью локализованной деформации пластических зон в вершинах растущих микротрещин. Следующая стадия в зависимости от пластичности и чувствительности материала к концентрации напряжений может быть либо короткой, приводящей к последующему разрушению образца с хрупким доломом, либо может приводить к некоторому «затишью» перед разрушением. Снижение активности АЭ может быть вызвано остановкой развития большей части образованных поверхностных микротрещин и дальнейшим продвижением только их части. Установлено, что распределение количества поверхностных трещин по размеру близко к экспоненциальному.

6.1. Стадийность деформации и разрушения на различных стадиях накопления повреждений в условиях действия циклических нагрузок.

Согласно классическому представлению, инкубационный период усталости Iп (рис. 2) состоит из трех последовательных и связанных стадий. Длительность стадий зависит от материала, его структуры, напряжения и асимметрии цикла и др. На рис. 22 представлены графики интегрального накопления сигналов АЭ, разделенных по типам источников излучения, при испытании изгибом образцов стали 20 и сплава Д16АТ, выполненных в форме балки равного сопротивления нагрузке. На стадии I циклической микротекучести происходит незначительное излучение сигналов АЭ в основном дислокационного типа. Искажение решетки и пластическая деформация происходит в отдельных локальных зонах поверхностных слоев материала. На этой стадии возможно образование отдельных микротрещин в локальных местах образца подобно их образованию при статическом растяжении (рис. 22, б). Стадия обычно не превышает нескольких сотен циклов при напряжениях испытания выше предела усталости.

Стадия II циклической текучести сопровождается активной пластической деформацией по всему объему поверхностных слоев материала. Генерация дислокаций приводит к значительному повышению активности сигналов АЭ преимущественно дислокационного типа. Длительность стадии может составлять 103 – 104 циклов в зависимости от напряжения цикла. Активность АЭ на стадии II для обоих исследованных материалов близка к частоте испытания образцов (29 Гц), что говорит об излучении сигнала АЭ практически при каждом цикле изгиба. Следующую стадию III циклического упрочнения для многих материалов достаточно трудно отделить от стадии текучести. Особенно это касается материалов с неярко выраженным пределом текучести.

На стадии IV, называемой периодом IIп (рис. 2) образования субмикроскопических трещин и их развитием до микроскопических размеров, происходит интенсивное пластическое течение с вовлечением в процесс деформации новых объемов материала. Об этом свидетельствует рост активности источников АЭ дислокационного типа, превышающий по уровню даже стадию циклической текучести II. Интенсивное скопление дислокаций при пластической деформации провоцирует образование субмикротрещин, которые, сливаясь, приводят к образованию микротрещин (рис. 23), генерируя соответствующие сигналы АЭ.

Рис. 23 Фотографии микроструктур боковой поверхности образцов: стали 20 при ?max=485 МПа после:

а) N=10000 циклов; б) N= 20000 циклов;

Д16АТ при ?max=220 МПа после: в) N=40000 циклов; г) N=80000 циклов

Выявить образующиеся микроскопические трещины, не превышающие размер зерна, оптическими методами в ходе эксперимента довольно сложно. Поэтому фотографирование микроструктур производилось на каждой из стадий после полной остановки эксперимента и соответствующей пробоподготовки. Микротрещины, выявляемые на стадии IV, иногда достигают значительных размеров (рис. 23, б, г), однако сигналов излучаемых от макротрещин не обнаруживается. Это связано с тем, что приращение каждой из них, регистрируемое после проведения испытаний, складывается из незначительных приращений, приводящих к излучению сигналов АЭ только характерных для микротрещин, согласно ранее проведенной классификации. На стадии упрочнения возможно наличие периодов развития дефектов, повторяющих прохождение предыдущих стадий, как это было отмечено для стали 20, где участок картины N?АЭ(N) как бы повторяется с наличием периодов снижения и повышения активности АЭ. На вновь образованных поверхностях растущих микротрещин возможно образование вторичных, как это было отмечено на сплаве Д16АТ, что приводит к наложению множественных процессов развития дефектов на различных структурных уровнях и активной регистрации АЭ.

Стадия V, именуемая периодом IIIп развития микротрещин до макротрещин критического размера, как правило, не имеет высокой общей активности АЭ при отсутствии внешних концентраторов напряжений в материалах с равновесной структурой. В случае создания равных напряжений по длине образца, как это было реализовано в данной работе, стадия протекает с постепенным образованием на поверхности сетки или небольшого числа равномерно распределенных микротрещин (рис. 24, в) с регистрацией соответствующих сигналов АЭ. Длительность стадии зависит от уровня напряжений, асимметрии цикла, структуры и предварительной обработки материала, в связи с чем, стадия V может слиться или быть не достаточно различима со стадией IV. Развитие завершающей стадии долома VI (на рис. 22 не показана ввиду малости масштаба) сопровождается стремительно быстрым прорастанием одной из трещин и разрушением образца. Регистрируются в основном сигналы АЭ с большой энергией, характеризуя рост магистральной макротрещины.

По данным об АЭ активности на различных стадиях при доведении образцов до разрушения были построены диаграммы усталости. На рис. 24 представлена диаграмма усталости стали 20, построенная по данным АЭ активности на различных стадиях.

Рис. 24 Диаграмма усталости, построенная на основании экспериментальных данных об испытаниях и данных АЭ, и зависимость микротвердости поверхностных слоев стали 20 от числа циклов испытания при ?max= ?и2=485 МПа

Кривая усталости Веллера, получена в результате испытания образцов. При увеличении напряжения испытаний, число циклов, приходящееся на каждую стадию, сокращается, приводя к взаимному смещению и уменьшению длительности всех стадий усталости, кроме стадий V и VI, длительность которых изменяется меньше. Полученные данные подтверждались микроструктурными исследованиями, количественной металлографией, а также измерениями микротвердости. Микротвердость, измеренная в поверхностных слоях стали 20 на различных стадиях, начиная с первых циклов, постепенно растет, на стадииIV достигает максимального значения, а при прохождении линии Френча на стадии V снижается – происходит разупрочнение материала в результате разрыхления структуры.

Интегральный анализ параметров АЭ для циклических испытаний стали 20 и сплава Д16АТ показал, что суммарный счет АЭ является функцией напряжения при циклическом нагружении материалов, имеющей монотонную убывающую зависимость (рис. 25).

Рис. 25 Графики изменения суммарного счета АЭ от максимального напряжения цикла: а) сталь 20, б) Д16АТ.

По графику интегрального накопления сигналов при исследовании титанового сплава ОТ4 (рис. 26) также удалось выделить стадии: циклической микротекучести (I), текучести (II), упрочнения (III), развития субмикротрещин до размеров микротрещин (IV). На стадии циклической текучести выявлена активная полигонизация зеренной структуры на различной глубине залегания относительно поверхности образцов (рис. 27). Также обнаружено образование дефектов, выявляемых при травлении, в виде прямолинейных участков длиной 10-40 мкм, которые проходили, как правило, через все сечение вытянутых вдоль поверхности полигонов зерен, расположенных под углами ~60° или ~30° к поверхности (рис. 26, а), что связано, по всей видимости, с кристаллографическим строением титана: титан имеет г.п.у. решетку, угол наклона одной из вероятных плоскостей скольжения (1011) составляет ~ 57°. Образованные микронесплошности могли образоваться в результате скопления дислокаций при повторно-переменных смещениях по плоскостям скольжения зерен с малой кристаллографической разориентировкой. На стадиях образования данных дефектов (стадии II и III) регистрировались сигналы АЭ преимущественно дислокационного типа. По результатам измерения микротвердости в конце стадии III обнаружено разупрочнение материала с повторным последующим упрочнением к началу стадии IV.

Рис. 26 Фотографии микроструктур боковой поверхности образцов сплава ОТ4 после испытания на усталость циклическим изгибом. Размер изображений 250*200 мкм Рис. 27 Зависимость интегрального накопления сигналов АЭ N?АЭ и микротвердости HV от числа циклов нагружения титанового сплава ОТ4 (1- дислокации, 2 – микротрещины)

Стадии V-VI выделить не удалось, в связи с их достаточно малой длительностью. Сигналы АЭ, зарегистрированные на стадии циклической текучести, являются сигналами преимущественно дислокационного типа, в отличие от испытания образцов методом статического растяжения, где на одноименной стадии регистрируются сигналы, излучаемые, в том числе, двойниками и микротрещинами.

Разработанная методика акустико-эмиссионного анализа стадийности усталости не только позволяет сокращать время и трудоемкость экспериментов, но также позволяет получить новые сведения о процессах, происходящих на всех структурных уровнях накопления повреждений в реальном времени.

6.2. Влияние поверхности на стадийность накопления повреждений и механические свойства в условиях циклического нагружения.

Известно, что состояние поверхности оказывает влияние на статическую и усталостную прочность материалов. Ряд деталей сложной формы, а также выполняемые из труднообрабатываемых материалов, изготавливаются электроэрозионным методом. В процессе электроэрозионного воздействия на поверхности материала формируется поврежденный слой с различной шероховатостью и рельефом, зависящими от состава материалов и режимов обработки.

В разделе представлены результаты исследований влияния силы тока импульсного воздействия при электроэрозионной обработке поверхности на выносливость и стадийность накопления повреждений при циклическом деформировании сплава Д16АТ. Режимы обработки обеспечивали различную шероховатость:

Д16АТ ток обработки, А 3 12 18 33

Rz, мкм 54 90 122 137

Для серии образцов сплава Д16АТ установлено, что выносливость образцов имеет не монотонную зависимость от значения тока импульсного воздействия (рис. 28, а).

Рис. 28 Графики зависимостей для образцов сплава Д16АТ: а) числа циклов до разрушения от тока электроэрозионной обработки, б) распределения размеров поверхностных трещин

Образцы, изготовленные с использованием режима токового воздействия 12 А имеют максимальную циклическую выносливость. Наиболее низкой выносливостью обладают образцы с током обработки 3 и 33 А. Трещины для образца с током обработки 12 А равномерно распределены по поверхности. Количество трещин, как было установлено после разрушения образца, имеет монотонно убывающее распределение в зависимости от их размера. Другие же образцы имеют значительное число трещин размером 600 мкм и более, которые распределены локальными группами. Большинство зарегистрированных сигналов АЭ для образцов с током импульсного воздействия 12 А дислокационного типа, а также излучаемые образующимися микротрещинами, что свидетельствует об интенсивном увеличении плотности дислокаций в период циклической текучести и упрочнения и образовании сетки микротрещин. При этом число сигналов, излучаемых макротрещинами, достаточно низкое, в сравнении с образцами других токов обработки (рис. 29, а).

Однако, наиболее значимым результатом, который может быть использован при прогнозировании выносливости, является длительность инкубационного периода: число циклов до разрушения пропорционально числу циклов до значительного роста активности АЭ в условиях равных испытательных напряжений (рис. 29, б). Установлена прямая зависимость между длительностью инкубационного периода и числом циклов до разрушения. Данный критерий не зависит от шероховатости поверхности образцов, полученных электроэрозионной обработкой.

Рис. 29 Графики: а) суммарного счета АЭ разделенные по типам источников, б) зависимость числа циклов до разрушения от числа циклов до активного роста АЭ, образцов сплава Д16АТ с различными режимами обработки.

Из рис. 29, б видно, что распределение размеров поверхностных трещин образца, обработанного током 12 А, монотонно убывает, что свидетельствует о малом числе глубоких трещин и о большем количестве небольших трещин до 200 мкм. Наблюдается определенное противоречие: образование меньшего числа равномерно распределенных трещин приводит к большему суммарному счету АЭ. Однако, это противоречие вполне объяснимо.

Из теории усталости известно, что наличие концентраторов напряжений не всегда приводит к разрушению, если локальные напряжения не превышают некоторых значений. Образующиеся микротрещины останавливают свой рост, достигая определенных размеров, рядом образовываются новые трещины, что приводит к их равномерному распределению по поверхности.

Рис. 30 Нормированные графики зависимостей интегрального накопления АЭ от числа циклов нагружения N?АЭ/?NАЭ(N/Nmax) сплава Д16АТ, обработанного различными токами импульсного воздействия: 1 – 33 А, 2 – 18 А, 3 – 12 А, 4 – 3 А.

Все перечисленные совокупные факторы позволяют сделать вывод о том, что в образцах сплава Д16АТ при обработке током 12 А образовался поверхностный слой с определенной структурой и средней шероховатостью Rz=90, что привело к повышению выносливости. Представленный на рис. 30, нормированный график зависимости интегрального накопления сигналов АЭ от числа циклов испытания иллюстрирует степенную зависимость

N?АЭ/?NАЭ=A·(N/Nmax)n,

где А – коэффициент пропорциональности, определяемый первичной структурой, режимом нагружения, n – показатель степени.

Показатель степени n является информативным параметром, определяющим степень развития дефектов, приводящих к разрушению материала. Отмечено, что увеличение тока обработки приводит к увеличению показателя степени n. Это объясняется более ранним началом зарождения и развития дефектов различных структурных уровней при увеличении шероховатости сплава Д16АТ.

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

Разработаны новые критерии разделения сигналов АЭ на типы источников сигналов АЭ: излучаемые при пластической деформации (дислокации и двойники), излучаемые при разрушении (микро- и макротрещины).

Установлена стадийность деформации при статическом растяжении и на основании АЭ анализа выявлены стадии:

микротекучести – с высокой активностью АЭ сигналов дислокационного типа и излучаемых микротрещинами,


загрузка...