Влияние структурного состояния на эволюцию усталостных повреждений титановых сплавов тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.09, кандидат наук Попкова Александра Александровна

• Попкова Александра Александровна
• кандидат наук
• 2019

Оглавление диссертации кандидат наук Попкова Александра Александровна

ВВЕДЕНИЕ

ГЛАВА 1 АНАЛИЗ СОСТОЯНИЯ ВОПРОСА И ПОСТАНОВКА ЗАДАЧ

ИССЛЕДОВАНИЙ

1.1 Стадийность накопления усталости при циклическом

10

нагружении металлов и сплавов

1.2 Механизмы формирования источников сигналов акустической эмиссии при статическом и циклическом

19

нагружении

1.3 Анализ критериев классификации источников

23

акустической миссии

1.4 Выводы

ГЛАВА 2 МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКИ ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНЫХ

31

ИССЛЕДОВАНИЙ

2.1 Выбор материалов

2.2 Методики проведения механических

33

испытаний

2.3 Методика металлографических (фрактографических)

38

исследований

2.4 Методика исследования изменения показателей

40

механических свойств по измерению микротвердости

2.5 Методика регистрации и обработки сигналов АЭ, методика идентификации источников АЭ

2.6 Выводы

ГЛАВА 3 КРИТЕРИИ ИДЕНТИФИКАЦИИ ИСТОЧНИКОВ АКУСТИЧЕСКОЙ ЭМИССИИ ПРИ АНАЛИЗЕ СТАДИЙНОСТИ СТАТИЧЕСКОЙ И ЦИКЛИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ

3.1 Исследование накопления повреждений и стадийность деформации титановых сплавов ОТ4 и ВТ20

3.2 Разработка критериев разделения сигналов акустической

59

эмиссии по типам источников

3.3 Стадийность акустической эмиссии при циклической

61

деформации сплава ОТ4

3.4 Выводы

ГЛАВА 4 ВЛИЯНИЕ СТРУКТУРНОГО СОСТОЯНИЯ

НА СТАДИЙНОСТЬ НАКОПЛЕНИЯ УСТАЛОСТИ И ДОЛГОВЕЧНОСТЬ ПРИ ЦИКЛИЧЕСКОЙ

75

ДЕФОРМАЦИИ СПЛАВА ВТ1-0

4.1 Акустическая эмиссия при статическом деформировании

75

сплава ВТ1-0

4.2 Стадийность накопления усталостных повреждений

80

при циклической деформации сплава ВТ1-0

4.3 Выводы

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

ПРИЛОЖЕНИЕ А

ПРИЛОЖЕНИЕ Б

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Влияние структурного состояния на эволюцию усталостных повреждений титановых сплавов»

ВВЕДЕНИЕ

Актуальность темы исследования. При современном уровне развития техники и технологий требуется создание новых конструкционных материалов, характеризующихся высоким уровнем эксплуатационных свойств, а также разработка методов оценки и прогнозирования их остаточного ресурса. В последние годы используются новые пути повышения свойств конструкционных материалов за счет целенаправленного формирования субмикро- и нанокристаллической структуры.

Использование равноканального углового прессования для получения объемно структурированных материалов (ультрамелкокристаллических, субмикрокристаллических, наноструктурированных) позволяет повысить уровень механических свойств и является наиболее активно развивающимся направлением на сегодняшний день.

Объемно структурированные материалы являются перспективными для применения их в машиностроении. Однако их использование в настоящее время ограничено, что обусловлено недостаточно изученным механизмом эволюции дефектов при различных видах эксплуатационных нагрузок, в том числе циклических.

Проблема оценки усталостного ресурса, определяемого эволюцией структуры материала, связана с установлением кинетики процесса разрушения. Одним из наиболее информативных методов анализа структурных изменений в материалах в реальном времени развития пластической деформации является метод акустической эмиссии (АЭ). Благодаря высокой чувствительности данный метод позволяет осуществлять мониторинг развития процессов деформации и разрушения в процессе эксплуатации, что важно для диагностики состояния конструкций.

Актуальность проводимых исследований заключается в установлении зависимости между параметрами АЭ, регистрируемых при циклических нагрузках и видами усталостных повреждений, характеризующих стадийность процесса

циклического разрушения, в целях прогнозирования наступления стадии предразрушения.

Степень проработанности темы. Большой вклад в разработку теоретических и практических основ анализа механизмов деформации и разрушения металлов и сплавов на основе метода АЭ внесли такие советские и российские ученые как А.Е. Андрейкив, В.М. Баранов, В.Н. Белов, Г.А. Бигус, В.С. Бойко, В.В Болотин, Л.Р. Ботвина, С.И. Буйло, С.П. Быков, К.Б. Вакар, В.А. Грешников, О.В. Гусев, Ю.Б. Дробот, В.И. Иванов, Н.В. Лысак, Д.Л. Мерсон, Г.Б. Муравин, В.В. Муравьев, Н.В. Новиков, С.В. Панин, Н.А. Семашко, Л.Н. Степанова, В.М. Финкель, и др.

Среди зарубежных авторов необходимо отметить работы Д. Кайзера, Скофилда, Г. Данегана, А. Поллока, Ё. Накамуры, К. Оно, А. Грина, М. Хэмстеда и др. В большинстве научных работ описаны теоретические аспекты и модели распространения волн АЭ в материалах и причины их происхождения.

Цель. Исследование влияния структурного состояния титановых сплавов на кинетику пластической деформации и стадийность накопления дефектов кристаллического строения при циклическом нагружении для прогнозирования степени деградации структуры материала и долговечности оборудования.

Для достижения поставленной цели решались следующие задачи исследования:

1. разработать методику циклических испытаний образцов титанового сплава с одновременной регистрацией АЭ;

2. провести экспериментальные исследования накопления усталостных повреждений в титановых сплавах, направленные на анализ и разработку критериев разделения регистируемых сигналов АЭ по видам источников;

3. исследовать влияние структурного состояния титана ВТ1-0, полученного РКУП на долговечность и стадийность накопления усталостных повреждений;

4. разработать методику построения обобщенной диаграммы усталости титановых сплавов, основанную на выделении стадий усталости по регистрируемым параметрам АЭ.

Научная новизна.

1. Определены границы областей рассеивания значений двухпараметрического распределения Еаэ-К, позволяющие идентифицировать тип источника, генерирующего сигнал акустической эмиссии, как дефекта кристаллического строения.

2. Установлена связь между активностью сигналов АЭ для зарегистрированных источников АЭ и стадийностью накопления усталостных повреждений. Стадия циклической микротекучести характеризуется низкой активностью источников дислокационного типа и двойников. Повышение активности источников пластической деформации соответствует стадии циклической текучести. Снижение активности АЭ, связанное с повышением концентрации дислокаций во время циклической деформации соответствует стадии циклического упрочнения. Стадия развития субмикротрещин до размеров микротрещин характеризуется началом активной регистрации сигналов соответствующих источников АЭ. Стадия развития микротрещин до размеров макротрещин характеризуется регистрацией источников АЭ, идентифицированных, как излучаемые макротрещинами.

3. Установлено влияние структурного состояния на процесс развития усталости в титановых сплавах, заключающееся в том, что уменьшение размеров зерен при переходе от крупнокристаллической (КК) структуры к субмикрокристаллической (СМК) структуре приводит к уменьшению энергии излучаемых сигналов на стадиях П-1У, выявленных по параметрам АЭ. Это приводит к более позднему выявлению стадий и снижению их протяженности в долевом отношении к общей долговечности для испытаний образцов с субмикрокристаллической (СМК) структурой в сравнении с ультрамелкозернистой (УМЗ) и крупнокристаллической (КК) структурой.

4.Разработана методика построения обобщенной диаграммы усталости, основанная на выделении стадий усталости по изменению активности сигналов АЭ, идентифицированных для различных видов источников в условиях малоциклового нагружения.

Практическая значимость.

1. Разработан метод определения степени структурной деградации титановых сплавов по параметрам регистрируемых сигналов АЭ, который можно использовать для прогнозирования остаточного ресурса деталей, работающих в условиях циклических нагрузок.

2. Методика, основанная на анализе стадийности накопления усталостных повреждений, разделяемых по видам АЭ на источники пластической деформации, применена для построения обобщенной диаграммы усталости, которая может быть использована при проведении усталостных испытаний по сокращенной программе.

Связь работы с крупными научными программами:

- фонд содействия развитию малых форм предприятий в научно-технической сфере НИОКР «Разработка алгоритма функционирования аппаратной части распределенных акустико-эмиссионных диагностических систем, тестового и полнофункционального программного обеспечения (ПО) и экспериментальное моделирование сигналов акустической эмиссии (АЭ) распределённых систем» (контракт №10458р/18724 от 08.06.2012);

- государственное задание РФ «Исследование стадийности накопления повреждений в конструкционных материалах, и разработка методики выявления дефектов в деталях и конструкциях в процессе их эксплуатации» (шифр программы № 2014-68, НИР № 381);

- грант российского научного фонда №16-19-10149 от 26.05.2016 «Системы мониторинга с распределенными адаптивными волоконно- оптическими датчиками акустической эмиссии».

Положения, выносимые на защиту.

1. Методика и критерии разделения сигналов АЭ, регистрируемых при накоплении усталостных повреждений в условиях циклической деформации титановых сплавов, по видам источников АЭ их порождающих.

2. Установленные связи между параметрами сигналов АЭ, регистрируемых при циклических испытаниях и видами усталостных повреждений,

характеризующих различные стадии усталостного разрушения титановых сплавов.

3. Установленное влияние структурного состояния титановых сплавов на долговечность, стадийность накопления усталостных повреждений и характер регистрируемых сигналов АЭ.

4. Методика построения обобщенной диаграммы усталости титановых сплавов, основанная на анализе стадийности накопления усталостных повреждений, разделяемых по видам АЭ на источники пластической деформации (дислокационные, двойникование) и источники образования и развития микро- и макротрещин.

Степень достоверности полученных результатов обеспечивалась проведением экспериментальных исследований с применением современного оборудования, прошедшего государственную поверку; статистической обработкой экспериментальных данных; использованием общепринятых и специальных методик, что гарантировало достоверность полученных результатов, для обработки которых использовались стандартные компьютерные программы.

Апробация результатов работы. Материалы диссертации представлялись на следующих научных конференциях: международная научно-техническая конференция «Современное материаловедение и нанотехнологии» (Комсомольск-на-Амуре, 2010); 5th Conference on Emerging Technologies in Non Dstructive Testing (Греция, Янина, 2011); World Conference on Acoustic Emission 2011 (WCAE-2011), (Beijing, 2011 г.); China; 30th European Conference on Acoustic Emission Testing; 7th International Conference on Acoustic Emission (Испания, Гранада, 2012); VI Евразийская научно-практическая конференция «Прочность неоднородных структур «ПР0СТ-2012» (Москва, 2012); VI Евразийская научно-практическая конференция «Прочность неоднородных структур «ПР0СТ-2014» (Москва, 2014); международная конференция «Перспективные материалы с иерархической структурой для новых технологий и надежных конструкций» (Томск, 2016); международная конференция «Перспективные материалы с иерархической

структурой для новых технологий и надежных конструкций» (Томск, 2017); международная конференция «Актуальные проблемы прочности» (Пермь. 2017).

Публикации

По материалам диссертации опубликовано 17 работ, в том числе 3 статьи из перечня изданий, определенных ВАК РФ, 3 статьи включены в базу цитирования Scopus, 2 статьи включены в базу цитирования Web of Science, получено 1 свидетельство о регистрации программ для ЭВМ.

Личный вклад автора в работу заключается в постановке задач исследований, проведении экспериментальных исследований и их анализе, формировании выводов по работе.

Соответствие диссертации паспорту специальности.

Диссертационная работа по своим целям, задачам, содержанию, методам исследования и научной новизне соответствует следующим пунктам по специальности 05.16.09 Материаловедение (по отраслям):

1) установление закономерностей и критериев оценки разрушения материалов от действия механических нагрузок и внешней среды;

2) развитие методов прогнозирования и оценка остаточного ресурса материалов в машиностроении.

Структура и объем диссертации. Диссертационная работа включает в себя введение, 4 главы, заключение, написана на 118 страницах, содержит 49 рисунков, 2 таблиц, список литературы состоит из 130 наименований.

ГЛАВА 1. СОСТОЯНИЕ ВОПРОСА И ПОСТАНОВКА ЗАДАЧ

ИССЛЕДОВАНИЙ

1.1 Стадийность накопления усталости при циклическом нагружении

металлов и сплавов

«Процесс постепенного накопления повреждений материала под действием переменных напряжений, приводящий к изменению свойств, образованию трещин, их развитию и разрушению, называется усталостью. Способность материалов воспринимать эти повторные и знакопеременные напряжения без разрушения называется сопротивлением усталости или циклической прочностью» [1].

Изучению процесса накопления циклических повреждений посвящено большое число экспериментальных и теоретических работ. В экспериментальных работах в основном описываются результаты усталостных исследований образцов материалов. При расчете ресурса конструкций возникает задача описания хода процесса усталости в их элементах. Таким образом, при решении задачи исследования ресурса конструкций, подверженных циклическим нагрузкам, важным пунктом становится создание модели, описывающей процесс усталости в материале образца, и исследование влияния различных конструкционных факторов (масштабный эффект, технологические факторы, концентрация напряжений), наличие которых отличает элемент реальной конструкции от образца, на этот процесс.

Наиболее популярным в применении к описанию пластической деформации в материалах является метод моделей накопления дефектов. получаемые на основе моделей кинетические уравнения могут быть применены в расчете остаточного ресурса.

Поведение механических систем посредством применения моделей накопления усталостных повреждений для описания процесса многоцикловой усталости было изучено Пальмгреном-Минером [2]. Свое развитие данный подход получил в работах Ю.Н. Работнова [3], Л.М., Качанова [4], С.В. Серенсена и В.П. Когаева [5].

В перечисленных работах акцент делался на применении нелинейных моделей, которые описываю процесс усталости с использованием «меры повреждения, связанной с соотношением разрушенного сечения к не разрушенному» (мера Работного-Качанова). Данное направление получило широкое распространение, несмотря на то, что эти модели создавались для одноосного напряженного состояния и не учитывали многих факторов. Но достоинством такого подхода является то, что модели содержат небольшое число параметров, что упрощает их применение. Такие модели называются полуэмпирическими. Дальнейшее развитие модели получили в работах С.А. Капустина [6], Ю.Г. Коротких [7]. Лэнджера [8].

Среди полуэмперических моделей отдельную выделяют подгруппу моделей, которые разрабатывались П.А. Фомичевым, В.Т. Трощенко, В.В. Матвеевым, Л.А. Хамазой, В.И. Драганом [10 - 13]. В данных моделях введены параметры, учитывающие степень пластических деформаций в материале при многоцикловой усталости, и при этом указана их связь с остаточной долговечностью материала. Процесс многоцикловой усталости разделялся на две стадии: зарождение и распространение трещины для того, чтобы получить связь между неупругими деформациями и долговечностью материала. Анализ процесса многоцикловой усталости позволил установить, что отдельные стадии характеризуются своими законами накопления повреждений при пластической деформации.

Еще одна группа моделей накопления повреждений при многоцикловой усталости представляет собой структурные модели (вероятностные и физические).

Значимые результаты по использованию вероятностных моделей к исследованию процесса многоцикловой усталости получены в работах В.В. Болотина [14], В. Вейбула [15, 16], В.П. Когаева [17] и Н.Н. Афанасьева [18, 19]. Данные модели достаточно точно описали влияние конструкционных факторов на процесс многоцикловой усталости. ы вероятностных моделях процесс многоцикловой усталости разделяется на несколько стадий на макро и микроуровне. Стадии связаны между собой таким образом, что каждая последующая начинается значениями, которые являются конечными для предыдущего этапа. При применеиий вероятностных моделей необходимо учитывать функции распределения параметров, определяющих стадию зарождения трещины при многоцикловой усталости.

Второй группой структурных моделей являются физические модели. данную группу моделей можно разбить на две подгруппы: кинетический подход и теория дефектов.

В основе моделей кинетического подхода лежит кинетическая зависимость, полученная Аррениусом при исследовании процесса инверсии сахарозы, и С.Н. Журковым для описания процесса плавления.

В работах В.Р. Регеля и А.И. Слуцкера [19] использовалась зависимость для анализа процессов, в частности, многоцикловой усталости в свинце, полимерах, золоте, серебре. Зависимость применялась ко всему образцу, поэтому было описано только ряд зависимостей.

В работах И.А. Одинга [20, 21], B.C. Ивановой [22, 23], Ф.М. Терентьева [24, 25] и В.В Федорова [26] исследовались зависимости в сравнении с теорией плавления. В работе B.C. Ивановой получено описание влияния многих факторов для завершающей стадии. Федоровым [27] получено описание всего процесса, но нет анализа влияния всех факторов. В данных работах многоцикловая усталость также разделялась на две стадии (зарождение и распространение трещины) [29].

Следующая группа моделей основывается на применении теории дефектов. Основополагающая теория данного подхода были изложены в работах Коттрелла

[28]. Свое развитие данный подход нашел в работах Т. Екобори [31], В.И. Владимирова [32] и В.Е. Панина [33 - 36]. В работе Т. Екобори приведено описание критической стадии и процесс многоцикловой усталости разделен на две стадии: зарождения и распространения трещины. Стадия зарождения трещины описана только качественно, т.е. в виде гипотезы о процессах, происходящих в структуре материала.

В исследованиях В.Е. Панина получены зависимости, которые учитывают структуру материала и наличие в ней дефектов. В работах описан процесс многоцикловой усталости в зависимости о ряда параметров. Кроме макро- и микроуровня было введено понятие мезоуровня. Процесс деформирования разбивается на следующие стадии: микроуровень (происходит пластическое деформирование), мезоуровень (деформационный процесс развивается наряду с микроуровнем), микропластическое деформирование.

При разработке моделей накопления повреждений в случае многоцикловой усталости как полуэмпирических, так и структурных в последнее время проявляется одна и та же характерная черта: разбиение процесса на ряд стадий. Классически при описании процесса многоцикловой усталости принято рассматривать две стадии: зарождения магистральной трещины и ее распространения [37, 38].

В процессе исследований, проведенные в области многоцикловой усталости и строения усталостных изломов [39 - 41], установили, что процесс развития усталостной трещины состоит из двух стадий: появления микротрещин и развитие их до размеров макротрещин.

Исследования, проведенные в этой области [42], показали, что зависимости, описывающие стадию роста макротрещины (магистральной трещины), являются крайним случаем зависимостей, описывающих стадию роста микротрещин. Стадии зарождения и развития микро- и макротрещин характеризуются одними и теми же закономерностями.

Одна из основных тенденций в развитии структурных подходов при описании процесса многоцикловой усталости сводится к разбиению изучаемого

процесса на ряд стадий, и рассмотрению его на нескольких масштабных уровнях, с получением уравнений критического состояния для конца каждой стадии. Все это в целом укладывается в концепцию синергетического подхода к разрушению, основы которого изложены в работах Л.Р. Ботвиной [43] и B.C. Ивановой [22].

Наиболее перспективным при использовании для получения оценок ресурса является применение вероятностных моделей, так как они являются органической частью разрешающей системы уравнений и предпосылок для его расчета. В тоже время применение этих моделей требует наличия распределений параметров, характеризующих начальную стадию процесса накопления усталостных повреждений. Перечисленные параметры связаны со структурой материала. Изучение влияния структуры материала на ход процесса многоцикловой усталости, как следует из развития физических моделей, приводит к описанию процесса, как на макро, так и на микроуровне, с установлением связи между этими уровнями, и с разбиением процесса многоцикловой усталости на ряд стадий. При этом с точки зрения применения вероятностных моделей наибольший интерес представляет описание стадии зарождения микроскопической трещины. Таким образом, задача построения структурной вероятностно-физической модели, описывающей ход явления многоцикловой усталости в образцах материала на микро и макроуровне для стадии зарождения микроскопической трещины, является актуальной как с точки зрения получения ясной картины кинетики процесса, так и с точки зрения построения и решения задач оценки ресурса как проектируемых, так и уже проработавших конструкций.

На рисунке 1. 1 приведена полная кривая усталости в диапазоне напряжений от временного сопротивления разрушению (предела прочности) до предела выносливости (предела усталости). Построение полных кривых усталости позволяет понять суть методов расчета остаточного ресурса.

Ряд исследований показывает, что условной границей между областями малоцикловой и многоцикловой усталости является напряжение, равное динамическому пределу текучести (при скоростях соответствующего

циклического нагружения). Есть мнение, что эта граница связана со сменой

напряженного состояния [24]. ст

число циклов нагружения

Рисунок 1.1 - Полная кривая усталости

Область малоцикловой усталости характеризуется диапазоном напряжений от ав до ак - линия АБВ. В области малоцикловой усталости можно выделить два участка. На участке I, который называют участком циклической ползучести, разрушение пластичных металлических материалов происходит с образованием шейки в месте развития трещины. Этот участок характеризуется возрастающим накоплением пластической деформации вместе с числом циклов нагружения.

На участке II можно выделить зону усталостного излома. При малоцикловой усталости ап напряжение перехода от одного вида разрушения к другому. Переход от циклической ползучести к собственно малоцикловой усталости сопровождается изменением механизма макропластического деформирования материала.

Во многих исследованиях процесс накопления усталостных повреждений делят на следующие стадии: циклического упрочнения (или разупрочнения), зарождения и распространения усталостных трещин. Прежде чем рассмотреть периодичность и стадийность процесса усталостного разрушения необходимо это сделать для статического деформирования, так как закономерности процессов пластической деформации и разрушения при различных видах нагружения имеют много общего [40, 42, 44].

В настоящее время при рассмотрении процесса деформации и разрушения металлов весь процесс разделяют на две основных стадии: зарождение и распространение трещин. На рисунке 1.2 заштрихованная область - стадия образования шейки с последующим разрушением.

Рисунок 1.2 - Периоды и стадии статического растяжения

Период зарождения трещин делится на следующие стадии. Первая стадия - стадия микротекучести. В поверхностных слоях происходит микропластическая деформация металла. Для материалов с физическим пределом текучести эта стадия завершается началом образования деформации Чернова-Людерса. Вторая стадия текучести деформация Чернова-Людерса происходит по всей рабочей зоне образца. На стадиях пластического течения в материале зарождаются субмикротрещины. При этом необходимо отметить, что стадия текучести не наблюдается у материалов, в которых по диаграмме статического растяжения отсутствует деформация Чернова-Людерса.

Третья стадия деформационного упрочнения характеризуется повышением плотности дислокаций, формируется дислокационная ячеистая структура. При напряжении, предложенном И.А. Одингом и Ю.П. Либеровым [45] развиваются субмикротрещины. Завершение этой стадии сопровождается максимальной нагрузкой и началом образования шейки.

Далее период развития трещин от начала образования шейки до разрушения материала при статическом растяжении выделяют несколько стадий.

В исследованиях [45] приведено, что процесс образования шейки обусловлен развитием дисклинаций, образованием ячеистой структуры зарождением пор на стенках дислокационных ячеек. Зарождение и развитие пор наряду с интенсивной пластической деформацией сопровождается образованием микродвойников.

Стадийность процессов пластической деформации и разрушения в условиях циклического деформирования приведено на обобщенной диаграмме многоцикловой усталости (рисунок 1.3), которая описывает стадийность процесса усталостной деформации.

В диапазоне циклических напряжений от акц до атц процесс развития усталостного разрушения разделяют на два периода (по аналогии с разрушением при статическом нагружении): зарождение и распространение усталостных трещин (заштрихованная область на рисунке 1.3).

Рисунок 1.3 - Периоды и стадии при многоцикловой усталости

По аналогии со статическим деформированием, период зарождения усталостных трещин можно разделит на три стадии:

1) стадия циклической микротекучести;

2) стадия циклической текучести (неоднородная деформация);

3) стадия циклического упрочнения.

Следует отметить, что у пластичных металлов и сплавов наблюдается стадия упрочнения, а у высокопрочных металлов - стадия циклического разупрочнения.

Стадии периода зарождения усталостных трещин наиболее характерны для металлов и сплавов, имеющих физический предел текучести при статическом растяжении.

1.2 Механизмы формирования источников сигналов акустической эмиссии при статическом и циклическом нагружении

«Пластическая деформация металлов и сплавов сопровождается акустической эмиссией (АЭ) - генерированием упругих акустических импульсов вследствие локальной перестройки структуры материала» [46].

В процессе пластической деформации акустическая эмиссия представляет собой диссипированную энергию в материале [47]. Испускание упругих волн характерно для всех материалов с разным уровнем энергии активации процессов структурной перестройки при воздействии внешних сил [48, 49].

Звуки (акустические сигналы), которые излучает материал, имеют частоту колебаний в диапазоне сотен кГц и небольшую амплитуду смещений. Изучение данного явления началось в 50-х годах 20 века с работ Кайзера [50]. Кайзер проводил систематические исследования поликристаллических металлов и установил, что «при повторном нагружении образца сигналы АЭ отсутствуют, до тех пор, пока не будет достигнуто напряжение предыдущего нагружения» [50]. Также было установлено, что сигналы акустической эмиссии появляются и в монокристаллических материалах [51].

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Попкова Александра Александровна, 2019 год

по типам источников

На основании ранее апробированной методики [116, 117] для анализа накопления повреждений при усталости в качестве информативных параметров были использованы энергия АЭ и частотный коэффициент К/. Частотный коэффициент К/ рассчитывался по параметрам вейвлет преобразования сигналов АЭ [118]. Основанием для выбора данных параметров являются следующие факторы. Частота колебаний, возбуждаемая упругой волной, косвенно определяется как:

V2

/ * ——,

с1 ^ ■ь

где V- скорость движущихся элементов структуры или дефектов, Ь -характерный размер движущихся элементов, С1Л - групповая скорость звука в материале [120].

Энергия упругой волны АЭ определяется скоростью развития дефекта и его характерными размерами: Е=Л 8Ь72, где Л- коэффициент, зависящий от среды распространения упругой волны, £ - площадь поверхности излучения (площадь раскрытий дефекта, площадь поверхности единичного акта деформации), Ь -характерный размер дефекта или величина приращения его смещения, V -скорость смещения. Спектр излучения волн АЭ различными дефектами во время структурной перестройки достаточно широк. Для анализа частоты сигналов АЭ используются Фурье [121-123] и вейвлет анализы [124]. Однако, Фурье спектр не локализован во времени, и его использование для оценки параметров сигналов АЭ является не совсем корректным. Вейвлет-анализ может дать дополнительную информацию о процессах, протекающих при накоплении повреждений. Для

анализа сигналов АЭ было применено разложение вейвлетом Добеши с центральной частотой 0,667, что позволило перекрыть полезный частотный диапазон в пределах рабочей частоты АЭ преобразователей 50-550 кГц. На основе детализирующих вейвлет коэффициентов был рассчитан идентификационный параметр - частотный коэффициент К/ :

где stdFQj - среднеквадратическое отклонение у-го коэффициента вейвлет-разложения сигнала АЭ, п - число значений в числовом ряду оцифрованного сигнала АЭ, т - число коэффициентов вейвлет-разложения, - численное

значение /-го отсчета у-го коэффициента вейвлет-разложения, - среднее значение рядау-го коэффициента вейвлет-разложения из п отсчетов.

Физический смысл частотного коэффициента К/ определяется как вклад частотных компонент вейвлет спектра в сигнал АЭ в целом.

В процессе анализа данных, полученных методом экспериментального моделирования искусственно возбуждаемые сигналы акустической эмиссии было выявлено следующее:

- не происходит изменения энергетического спектра сигнала АЭ;

- изменяются форма и локальные максимумы, зависящие от геометрических характеристик образца.

Так как спектральные характеристики энергии ЕАЭ, и частотного коэффициента К/ сохраняют свой вид независимо от масштабного уровня, то они могут быть использованы в качестве индивидуальных параметров источников АЭ

Для определения количественной характеристики экспериментальных данных, и разделения сигналов на группы, обладающие некоторым характерным набором признаков, применён метод кластерного анализа.

Рабочий алгоритм кластеризации предполагает вычисление некоторой меры способности каждой точки данных представлять центр кластера. Входными данными для алгоритма являлись кодированные значения вейвлет-коэффициентов для каждого зарегистрированного сигнала акустической эмиссии. Кластерный анализ позволил выявить от 2 до 4 различных моделей сигналов АЭ, соответствующих разным типам источников. На основании данной методики была установлена возможность определения моментов активной повреждаемости и зарождения трещин в материалах, испытывающих нагрузки задолго до момента видимого образования трещины и катастрофического степенного роста активности АЭ. Один тип сигналов АЭ при этом сменяется другим.

3.3 Стадийность акустической эмиссии при циклической деформации сплава ОТ4

Исследования кинетики накопления усталости в кристаллических конструкционных материалах с ГПУ кристаллической решеткой проводилось по методике, представленной в главе 2. По программе исследований проводились циклические испытания образцов сплава ОТ4 при определенной максимальной нагрузке до различной степени усталости с заданным числом циклов. АЭ регистрировалась на протяжении каждого из испытаний. Часть образцов была доведена до разрушения. По окончании испытания проводились исследования микроструктуры испытанных образцов и измерение их микротвердости на различной глубине от поверхности. С использованием приведенной в главе 2 методики разделения сигналов АЭ на излучаемые различными типами источников, проведена их классификация и сигналы разделены по аналогии с исследованиями образцов при статических испытаниях на группы: излучаемые дислокациями, микро- и макротрещинами.

Представленное на рис. 3.12 двухпараметрическое распределение ЕАЭ - К/ показывает особенности разделения сигналов АЭ на типы источников и характерные количественные признаки классификации:

1) дислокации: (К/> 3,8)П(Еаэ < 0,1 мВ2с);

2) микротрещины:

((0,1<Еаэ<15 мВ2с)П(К/ > 3,8))и((Елэ<15 мВ2с)П(К/ < 3,8));

3) макротрещины: (К/< 3,8)П(ЕАЭ > 20 мВ2с).

Проявление активности АЭ каждого из классифицированных типов источников АЭ не является стабильным на протяжении всего процесса формирования усталости при циклическом нагружении образцов сплава ОТ4. На рис. 3.13 приведены графики накопления сигналов АЭ, разделенных по типам источников наиболее типичного образца сплава ОТ4.

Рисунке 3.12 - Двухпараметрическое распределение ЕАЭ - К/сигналов АЭ при циклической деформации изгибом образцов сплава ОТ4

Графики накопления сигналов не являются усреднением данных, полученных на основании испытания нескольких образцов, а приведены для одного среднестатистического образца, доведенного до разрушения при одинаковой максимальной циклической нагрузке аа = 550 МПа. Сигналы АЭ, излучаемые при образовании макротрещин, не отображены на графике

(рисунок 3.13) в связи с тем, что были зарегистрированы за несколько десятков циклов до разрушения в количестве ЫАЭ мак= 8. По графикам (рисунок 3.13) можно выделить пять стадий изменения активности АЭ.

10000 1

9000 -

8000 -

7000 -

6000 -

к

о 5000 -

m 4000 -

£ 3000 -

2000 -

1000 -

100

1000

10000

100000

N, циклов

а)

9500

8500

К

°„ 7500

£

6500

5500

- - - ■ (2) микротрещины

III IV V 1 в £ 1 *** Р

t Г ж 1

(1)

_ f * 4 ■ " Ш (2) f * ' ' 1 г ш '

6000

■ 4000

■ 2000

50000 55000 60000 65000 N, циклов

б)

Рисунок 3.13 - Графики интегрального накопления сигналов АЭ,

зарегистрированных при циклической деформации изгибом до разрушения одного из образцов сплава ОТ4 при Ошах = 550 МПа:

а) фрагмент графика >100 циклов,

б) более подробный фрагмент того же графика >50000 циклов.

Представленное разделение процесса накопления усталости на стадии по изменению активности различных типов сигналов АЭ имеет устойчивую корреляцию с теорией стадийности усталости, предложенной в 1975 г. В.С. Ивановой и В.Ф. Терентьевым [24]. По аналогии со статическим деформированием и при использовании представленного на рисунке 3.13. наименования стадий было предложено по изменению характера интегрального накопления сигналов АЭ разделение процесса усталости на шесть стадий: I -циклической микротекучести, II - циклической текучести, III - циклического

0

0

упрочнения, IV - развития субмикротрещин до размеров микротрещин, V -развития микротрещин до размеров макротрещин, VI - долом.

На рисунке 3.14 представлен график изменения скорости счета сигналов АЭ дислокационного типа и излучаемых микротрещинами по отношению к числу циклов нагружения N на каждой из стадий. График наглядно отражает смену механизмов накопления повреждений и дефектообразования.

I II III IV V № стадии

Рисунок 3.14 Графики изменения скорости счета ЖАЭ/Ы сигналов АЭ на

разных стадиях

Стадия I имеет незначительную протяженность (до ~ 850 циклов) и характеризуется сравнительно низкой активностью сигналов АЭ обоих типов. На стадии II (Ып = 12000 циклов) происходит повышение активности АЭ и средняя скорость счета сигналов АЭ дислокационного типа достигает максимального значения ЫАЭ дисл./Ы{ = 0,45 сигн./цикл за весь период испытания. Активность сигналов АЭ, излучаемых микротрещинами, на стадии II минимальна. Стадия III наиболее протяженная и составляет более половины всей долговечности образца (Ыш = 44750 циклов) при заданном напряжении испытания. Она протекает при низкой скорости счета всех типов сигналов АЭ. На стадии IV, продолжительностью Ыу = 6800 циклов, происходит почти одновременное повышение активности сигналов АЭ, излучаемых при образовании микротрещин

0,8

и дислокационного типа. Причем наблюдаются характерные для роста микротрещин периодические повышения активности сигналов дислокационного типа и последующие релаксации. Лучше всего это наблюдается на фрагменте графика в линейных координатах (рисунок 3.13, б) в виде параболических участков на стадии IV. Стадию V можно выделить по значительному увеличению скорости счета сигналов АЭ, излучаемых микротрещинами, до максимального значения ЫАЭMUK./N[ = 0,75 сигн./цикл при достижении общего числа циклов N = 64400. Активность излучения сигналов АЭ микротрещинами и дислокациями на стадии V, продолжительностью NV = 4000 циклов, не снижается вплоть до разрушения образца. За 60 циклов до разрушения, что при заданной частоте испытания 29 Гц соответствует двум секундам, происходит излучение сигналов АЭ с большим численным значением энергии АЭ ЕАЭ мак=20^500 мВ2с, идентифицируемых как излучаемые макротрещинами. После чего наступает разрушение образца. Излучение сигналов АЭ макротрещинами происходит только в результате долома образца при высокой скорости роста магистральной трещины.

С целью получения более полной информации о частотно-энергетическом характере развития дефектов была проведена оценка двухпараметрического распределения ЕАЭ - Kf сигналов АЭ. Для этого на плоскости двухпараметрического распределения Еаэ - Kf были выведены распределения сигналов АЭ различных типов источников для каждой из стадий усталости в отдельности. Необходимо отметить, что на первых двух стадиях сгруппированность двухпараметрического распределения сигналов АЭ, идентифицированных как излучаемые микротрещинами, максимальная. Рассеяние распределения данных сигналов начинается со стадии III. На стадии V рассеяние распределения распространяется в область с численным значением Kf > 3,8. Рассеяние сигналов АЭ дислокационного типа изменяется незначительно: лишь на стадии II область распределения расширяется в сторону увеличения значений Kf > 4,2 и достигает Kf = 4,44.

2,5 3 3,5 4 4,5

^ а)

100

10

з 1

Е?

ол -

0,01

о (1) дислокации □ (2) микротрещины

□ □ □

□

100

10 -

з 1 н

0,1 -

0,01

о (1) дислокации □ (2) микротрещины

в)

2,5

I I

3,5 4 К£

2,5 3 3,5 4 4,5

И б)

4,5

г)

100

10

■я

3 1

0,1

0,01

<> (1) дислокации □ (2) микротрещины

□ □ о°«: □ 'йзяйнЭ

□ ^-ЗРЯи 1 1 о 1

2,5

3,5

4,5

К£

д)

юоо юо Н

о

1 -

0,1 -0,01

Е?

2,5

й

Ъ

-г

□ (2) микротрещины а (3) макротрещины

И-г

3,5 4 4,5

и е)

Рисунок 3.15 Двухпараметрическое распределение сигналов АЭ дислокационного типа (1), излучаемых микро- (2) и макротрещинами (3) на разных стадиях деформации: а) стадия I, б) стадия II, в) стадия III, г) стадия

IV, д) стадия V, е) стадия VI.

Для оценки структурных изменений на разных стадиях деформации был проведен микроструктурный анализ и измерение микротвердости в продольном сечении образца, проходящем через линию в направлении возвратно-поступательных изгибных колебаний образца. На рисунке 3.16 показано сечение образца, на котором проводились замеры микротвердости и микроструктурные исследования. Верхняя и нижняя поверхности образца при знакопеременном изгибе, вызванном возвратно-поступательным действием нагрузки Р/-Р, испытывают циклически сменяющие друг друга по знаку напряжения растяжения-сжатия. Величина напряжений убывает по мере удаления от поверхности и приближении к средней части образца, обозначенной на плоскости среза пунктирной линией. Небольшая область в районе средней линии непосредственно не подвержена действию растягивающих/сжимающих напряжений.

Рисунок 3.16 - Схема вырезки образцов для приготовления металлографических шлифов и расположения мест исследования микроструктуры

и измерения микротвердости

Видимое изменение микроструктуры начинается уже после нескольких тысяч циклов. На протравленных образцах становятся заметной текстура в виде

расположенных вдоль направления растяжения/сжатия полос с упорядоченной структурой на характерной для а-сплавов структуре корзинчатого плетения.

Участки текстурных полос имели длину до 0,5 мм и более, ширину 1040 мкм и глубину залегания от приповерхностного слоя до 300 мкм. На образованных полигонах текстурных полос были выявлены темные, расположенные под углами ~60° или ~30° к поверхности образца, полосы травления протяженностью 10-50 мкм. Полосы проходили, как правило, через все

сечение вытянутых (рисунках 3.17 и 3.18).

-Л' " ' '• ■

Л1 единичные

ЙШШШШ В

текстурная полоса ' г.

>•■- 1« - • ■* - ™

" • • . ••• ••••; •.- :••• . 50 МКМ. ч

вдоль поверхности полигонов текстурных полос

¡¡и

текстурная полоса

»'б)

ые

полосы

текстурная полоса

'50 мкм. •

: - ■ ^ • : -Д....... .!.

.в)

' ' / , ' . . ,50 мкм

Г)

50 мкм 2 ч . ! ^ ЛЗД)

шш

Рисунок 3.17 Фотографии микроструктур, полученные в сечении перпендикулярном поверхности образцов сплава ОТ4 на различных стадиях циклической усталости: а) 5000, б) 10000, в)-д) 20000, е) 30000 циклов.

Образование этих, выявленных при травлении дефектов, связано, по всей видимости, с кристаллографическим строением титана: титан имеет ГПУ решетку, угол наклона одной из вероятных плоскостей скольжения (1011) которой составляет ~ 57°. Во время циклически изменяющейся нагрузки и деформирующих напряжений возможно также постепенное расположение плоскости базиса (0001) под углом 60° к направлению действующих напряжений растяжения/сжатия. Подобный механизм ориентационной перестройки был отмечен при холодной прокатке титановых сплавов, где текстура зерен перестраивалась в направлении < 1010 > параллельно направлению прокатки, а плоскость базиса (0001) образовывала угол 30° с плоскостью прокатки [89]. Образованные микронесплошности могли образоваться в результате скопления дислокаций при повторно-переменных смещениях вдоль плоскостей скольжения зерен с малой кристаллографической разориентировкой. Активное увеличение числа образующихся текстурных полос, параллельных поверхности образца, и полос в виде дефектов, проходящих через текстурные полосы, происходило до 1030 тысяч циклов, что соответствует периоду действия стадий II и III.

При дальнейшем увеличении числа циклов нагружения скопление дефектов во всем объеме материала и достижение их максимальной концентрации в приповерхностном слое приводит к образованию на поверхности сначала микронесплошностей, а в последствии микротрещин. Первые микротрещины визуально обнаруживаются на микроструктуре некоторых образцов, доведенных до ~ 45000 циклов испытания.

Учитывая достаточно большой статистический разброс циклической долговечности (до 50 %), достижение 45000 циклов может соответствовать окончанию стадии III или началу стадии IV. Трещины, как правило, имеют ветвящийся вид с преимущественным направлением, перпендикулярным направлению действия напряжений растяжения/сжатия, т.е. перпендикулярно верхней и нижней поверхностям образца. Образованные на различных стадиях усталости трещины могут доходить до полос образованных полигональных текстур, могут пересекать их, проходя через скопления структурных дефектов,

образовавшихся в текстурных полосах. При этом в процессе роста трещин и периодических взаимодействий их границ структурные дефекты сливаются, приводя к высокой степени деформации и разупорядоченности структуры в данных областях. Это подтверждается наличием более широких областей травления в местах прохождения трещин через текстурные полосы.

. в-,)..» ж

■ .50МКМ

уширение ч областей

ййав&ни«

'.' г'г (п'.' г-Г% 1

«v

ш,

Ув)

5У1

„ 50 мкм. ч

Рисунок 3.18 - Фотографии микроструктуры, полученные в сечении перпендикулярном поверхности образцов сплава ОТ4 на различных стадиях циклической усталости: а) 45000, б) 45000, в) 60000, г) 60000, д) 68000циклов

Микротвердость, измеренная на различных этапах усталости, т.е. при достижении определенного, заданного программой исследований, числа циклов испытания, позволила выявить характер упрочнения/разупрочнения титанового сплава ОТ4. и сравнить его с характером изменения регистрируемых параметров АЭ.

Микротвердость НУ была измерена в разных областях поперечного среза образцов, доведенных до различного числа циклов. Изменение микротвердости от степени накопления усталости для разных мест его измерения имеет схожий характер. На графике (рисунок 3.19) приведены значения микротвердости, измеренные в местах расположения текстурных полос упорядоченной структуры, обнаруженных при микроструктурном анализе.

10000 30000 50000 70000 N,циклы

Рисунок 3.19 - Графики изменения микротвердости на разных стадиях

усталости сплава ОТ4

На стадии III и следующих за ней стадиях IV и V происходит активное упрочнение материала. Низкая активность на стадии I сигналов АЭ дислокационного типа и излучаемых микротрещинами, может свидетельствовать о протекающем процессе микротекучести. Данный процесс, как правило, характеризуется незначительными локальными движениями микрообъемов в поверхностных слоях, выходом дислокаций на поверхность и незначительным образованием субмикротрещин по границам зерен . Данная стадия в зависимости

от максимальной амплитуды приложенного циклического напряжения не превышает 2000 циклов для титанового сплава ОТ4. Учитывая, что максимальные напряжения растяжения/сжатия при симметричном изгибе действуют на противоположных поверхностях образца, развитие дефектов начинается с поверхности и продвигается вглубь. Малая активность развития дефектов на данной стадии подтверждается низкой скоростью счета АЭ. Незначительная активность сигналов АЭ обнаруживалась на стадии упругости и при статическом деформировании образцов сплава ОТ4. Повышение скорости счета АЭ на стадии II подтверждает действие механизма текучести и протекание активной пластической деформации, распределенной по всему объему нагружаемого материала. Скорость счета сигналов АЭ, излучаемых микротрещинами на данной стадии - минимальна. Проведенные микроструктурные исследования и полученные значения измеренной микротвердости позволяют утверждать, что накопление усталости на стадии II сопровождается текучестью материала при циклическом воздействии нагрузки. Циклическая текучесть вызвана активным движением дислокаций с одновременной перестройкой зеренной структуры в направлении наиболее благоприятного расположения кристаллографических плоскостей скольжения. На стадии III происходит значительное упрочнение материала, сопровождаемое снижением активности сигналов АЭ всех типов по аналогии со статическим растяжением: увеличение плотности дислокаций и перестройка структуры приводит к уменьшению длины их свободного пробега. С другой стороны, при циклическом деформировании роста внешней нагрузки, как при статическом растяжении, не происходит, а переориентация структуры в направлении, благоприятном для пластической деформации, в основном произошла на стадии II циклической текучести, что подтверждается высокой скоростью счета АЭ и активным изменением текстуры, зарегистрированными на стадии II. На основании данных представленных в [125, 126], все материалы с ав/аод < 1,2 при циклическом деформировании разупрочняются, тогда как материалы, для которых ав/ао,2 > 1,4, циклически упрочняются. Однако, для титанового сплава ОТ4 по справочным данным соотношение численных значений

характеристик механических свойств находится в пределах ав/а0,2 = 1,12-1,28. Поэтому в данном сплаве может происходить как упрочнение, так и разупрочнение материала. Для сплава ОТ4 на всех стадиях происходит возрастание значений микротвердости, что соответствует упрочнению при увеличении степени усталости. Закономерный рост скорости счета сигналов АЭ, идентифицированных как излучаемые при образовании и росте микротрещин, показывает смену циклического упрочнения, протекающего на стадии III, следующей стадией IV, на которой происходит слияние образующихся субмикротрещин и их развитие до размеров микротрещин. Неравномерно распределенные результате скопления дислокаций области материала в местах развивающихся микротрещин являются источниками АЭ сигналов. Скорость счета сигналов АЭ дислокационного типа на стадии IV повышается в сравнении со стадией упрочнения III, однако, не высока, по всей видимости, из-за большой плотности дислокаций и образования леса дислокаций в упрочненной зоне. Возникшая при росте микротрещин релаксация напряжений, вызывает перераспределение циклически действующей нагрузки и возможную дальнейшую локализацию деформируемых зон с образованием некоторого числа распределенных по поверхности активно развивающихся макротрещин. Усталость материала при этом переходит на пятую стадию с развитием микротрещин до размеров макротрещин. Перераспределение напряжений приводит к повышению скорости пластической деформации в местах локального роста и продвижения макротрещин. Поэтому на стадии V происходит повышение скорости счета сигналов АЭ дислокационного типа и излучаемых микротрещинами.

При высоких скоростях локальной деформации структурные элементы деформируемого материала в виде дислокаций и образованных субмикротрещин не успевают перераспределиться. В результате происходит увеличение энергии излучаемых сигналов обоих типов: дислокационных и излучаемых микротрещинами. Однако, ожидаемого излучения сигналов АЭ, идентифицируемых, как образование макротрещин, не происходит. Это

объясняется тем, что при циклическом деформировании не происходит роста напряжений, и величина приращения макротрещин не превышает предшествующих значений. В результате регистрируется более высокая активность излучения АЭ микротрещинами и дислокациями, локализующимися в вершинах растущих макротрещин. На стадии 5 наблюдается наиболее высокая активность сигналов АЭ дислокационного типа и излучаемых макротрещинами.

Завершающая стадия долома достаточно коротка и не превышала для серии испытаний 50 циклов. На последней стадии были зарегистрированы сигналы, излучаемые также макротрещинами, согласно проведенной классификации сигналов АЭ.

3.4 Выводы

По активности излучения различных типов источников сигналов АЭ (дислокационные, микротрещины) было выявлено пять стадий накопления усталостных повреждений в образцах титановых сплавов: стадия циклической микротекучести I, характеризующаяся незначительной активностью АЭ всех типов источников; стадия циклической текучести (II), сопровождающаяся повышением активности сигналов АЭ дислокационного типа; стадия (III), на которой происходит дальнейшее повышение плотности дислокаций, приводящее к снижению активности АЭ дислокационного типа; на стадии IV активность АЭ сигналов дислокационного типа не снижается или снижается не значительно, начало стадии IV характеризуется повышением активности сигналов АЭ типа, излучаемых микротрещинами; на стадии V наблюдается повышение активности сигналов АЭ, как излучаемых микротрещинами, так и сигналов дислокационного типа.

ГЛАВА 4 ВЛИЯНИЕ СТРУКТУРНОГО СОСТОЯНИЯ НА СТАДИЙНОСТЬ НАКОПЛЕНИЯ УСТАЛОСТИ И ДОЛГОВЕЧНОСТЬ ПРИ ЦИКЛИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ СПЛАВА ВТ1-0

4.1 Акустическая эмиссия при статическом деформировании сплава

ВТ1-0

Интенсивная пластическая деформация (ИПД) активно применяется для изготовления объемноструктурированных материалов с высоким уровнем механических свойств. Данный вид обработки позволяет получать материалы вплоть до наноструктурного состояния, что приводит к увеличению уровня механических свойств [127]. Исследования, направленные на изучение влияния интенсивной пластической деформации, указывают, что предел выносливости таких материалов повышается существенно (более, чем в 1,5 раза).

Благодаря высокому уровню механических свойств объемноструктурированные материалы являются перспективными для использования их в различных отраслях [128]. Однако, существует ряд нерешенных проблем, связанные с размерными эффектами в таких материалах, что несколько ограничивает область их применения. Объемноструктурированные материалы обладают существенными отличиями структурных составляющих, что приводит к изменению их поведения при пластическом деформировании [129, 130]. Большое количество границ раздела зерен, неравновесных фаз, наличие больших внутренних напряжений, пористость приводит к изменению поведения материала в условиях стандартных испытаний. Следовательно, вопрос установления связи между структурными особенностями и механизмами разрушения материалов при различных видах нагружения, полученных методом интенсивной пластической деформации, является наиболее значимым и актуальным.

Представлены результаты исследований кинетики накопления повреждений при статических и усталостных испытаниях в титане ВТ1-0 методом акустической эмиссии (АЭ).

На рисунке 4.1 представлены графики двухпараметрического распределения сигналов АЭ, зарегистрированные в процессе статических испытаний.

На поле двухпараметрического распределения Еаэ - К/ при статическом деформировании были выделены области, соответствующие сигналам, зарегистрированным при излучении различными ранее установленными типами источников: дислокации, двойники, микро- и макротрещинами (рисунок 4.1).

Измельчение зерен и увеличение развитости их границ вследствие интенсивной пластической деформации при РКУП приводит к снижению подвижности дефектов. Накопление усталостных повреждений всегда начинается с движения дислокаций, что подтверждается регистрацией сигналов АЭ ими излучаемых. Уменьшение размеров зерен приводит к уменьшению энергии излучаемых сигналов АЭ и более поздней регистрации источников АЭ типа дислокаций и двойников.

Выявление двойников было выполнено на основе вейвлет анализа и спектрально-энергетического анализа. На двухпараметрическом распределении для крупнокристаллического образца эллипс рассеяния сигналов АЭ, излучаемых двойниками перекрывается с сигналами, регистрируемыми от микротрещин. Поэтому область сигналов, излучаемых двойниками приведена на диаграмме Еаэ -К/ поверх остальных областей. Для большинства образцов с субмикрокристаллической и ультрамелкозернистой структурой сигналы, излучаемые двойниками зарегистрированы, не были.

в)

Рисунок 4.1 - Двухпараметрическое распределение сигналов АЭ для образцов

титана ВТ1-0: а) КК, б) УМЗ, в) СМК

Двухпараметрическое распределение сигналов АЭ Еаэ - К/ показало достаточно широкую область их рассеяния (рисунок 4.1). Благодаря методике адаптивной классификации и на основании качественно-количественных параметров в образцах с крупнокристаллической структурой, удалось выделить группу сигналов АЭ, излучаемых при двойниковании.

На рисунке 4.2. приведены совмещенные по времени t и относительной деформации е графики: деформационного упрочнения do/dе и интегрального накопления N(1) сигналов АЭ.

Активность сигналов АЭ всех типов источников на стадии I микротекучести начинает расти с самого начала деформации (рисунок 4.2). Стадия II характеризуется началом пластической деформации и максимумом активности АЭ сигналов всех типов. Первым достигается максимум дислокационных сигналов АЭ.

Следующий за ним пик соответствует сигналам АЭ, идентифицированным как излучаемые микротрещинами. Наиболее вероятным источниками излучения при активной пластической деформации с энергией, превышающей энергию дислокационных сигналов на два-три порядка, являются двойники.

Максимум активности двойников, наступает позднее остальных видов классифицированных дефектов. Активность АЭ на стадии деформационного упрочнения монотонно снижается.

На завершающей стадии IV продолжается монотонное снижение активности АЭ. Незадолго до разрушения происходит повышение активности АЭ при излучении дефектами некоторых типов, что связано с увеличением скорости истинной деформации в локализованной зоне и развитием магистральной трещины.

■с

2 ■и

500

400

300

200

100

"О

г ■о

1 II III IV

\

1 1 у \ \ у

М и

_1 1

50 100 150 200

100

200

250

300

400

Ь с

18000 16000 14000 12000 10000 8000 6000 4000 2000 0

£

и

300

500

400

300

200

500

а)

б)

Рисунок 4.2 - Интегральное накопление и активность сигналов АЭ при деформации образца титана ВТ1-0: а) КК, б) УМЗ, в) СМК

4.2 Стадийность накопления усталостных повреждений при циклической деформации сплава ВТ1-0

На рисунке 4.3 представлены графики зависимости частоты колебаний от числа циклов до разрушения для образцов ВТ1 -0 в трех различных структурных состояниях: СМК, УМЗ и КК.

а)

б)

л У

5000 10000 15000 20000 25000 Количество циклов (1\1)

в)

Рисунок 4.3 -Графики изменения частоты колебаний образцов:

а) СМК; б) УМЗ; в) КК

Частота резонансных колебаний для большинства различных по структуре образцов снижается по закону близкому к параболическому, и характер ее изменения существенно не различается. Существенно различается долговечность

образцов испытанных с одинаковой амплитудой напряжения 500 МПа. Образцы в КК структурном состоянии разрушаются при достижении 25-35 тысяч циклов, в УМЗ состоянии - при 75-85 тысяч циклов, а образцы с СМК структурой разрушаются при 100-120 тысяч циклов. Уменьшение размера зерна приводит к существенному повышению долговечности. Разрушением или периодом долговечности образца считали число циклов до достижения момента снижения частоты колебаний в 2 раза. Глубина магистральной усталостной трещины к этому моменту составляла от 1/2 до 2/3 толщины образца (рисунок 4.4, а, б, в).

Для всех исследованных материалов при использованной схеме испытаний магистральная трещина зарождается на узкой боковой грани плоских образцов и распространяется до другой грани по схеме нормального отрыва за сравнительно небольшое количество циклов. Траектория трещины расположена практически нормально к продольной оси образца, хотя на ней имеется значительное количество изломов (рисунок 4.4). Иногда наблюдается ветвление трещины, что в большей степени характерно для титана с субмикрокристаллической структурой (рисунок 4.4, в).

Рисунок 4.4 - Магистральные усталостные трещины образцов с КК (а), УМЗ

(б) и СМК (в) структурой

Для оценки характера накопления усталостных повреждений было выполнено разделение сигналов АЭ по типам источников. Разделение выполнено по параметрам двухпараметрического распределения энергия - частотный коэффициент (Е-К). На диаграммах Е-К выделены три характерные области распределения сигналов АЭ, соответствующие трем различным типам источников АЭ (рисунок 4.5): о - дислокационные источники пластической деформации (1), □ - источники пластической деформации двойникованием (2), А - трещины и микротрещины (3).

Области были определены на основании экспериментальных исследований различных материалов при статических и циклических испытаниях. Выделенные области распределения частично перекрываются, и сигналы АЭ, расположенные на границе областей, могут быть отнесены к обеим группам. Перекрытие областей возникает в результате множественного переотражения и интереференции волн АЭ от различных источников на структуре материала и от границ образцов, действующих одновременно. Выделенные области позволяют оценить участие различных механизмов в накоплении усталостных повреждений. Наиболее широкое рассеяние значений распределения Е-К наблюдается для образцов с КК структурой.

а)

б)

в)

Рисунок 4.5 - Двухпараметрическое распределение ЕАЭ - И сигналов АЭ для образцов титана ВТ1-0: КК (а), УМЗ (б) и СМК (в)

Учитывая способ формирования структуры образцов путем неполного отжига, это является закономерным. Рост зерен в результате полигонизации границ при термическом отжиге приводит к образованию зерен различных размеров и повышению подвижности дислокаций. Дислокации являются первичными источниками образования двойников - механизма пластической деформации, превалирующего при деформации титана, как материала с ГПУ структурой. Размеры образующихся двойников различны и проходят через все зерно или ограничиваются только его частью. Большинство двойников имеет преимущественное направление ~ 60° к направлению приложения нагрузки. Многообразие размеров двойников объясняет широкое рассеяние сигналов на плоскости Е-К/ для данной группы источников. Усталостные бороздки различной ширины и направлений на изломах подтверждают неравномерность протекания деформации (рисунок 4.5). Микротрещины распространяются преимущественно вдоль границ зерен и имеют неравномерное ветвление.

/ -

< ^

I

83400 7.00Ы б.Зтт х5.00к ЭЕ

1111111111

Ю.Оит

а)

б)

Рисунок 4.5 - Поверхность изломов титана ВТ1-0 в крупнокристаллическом структурном состоянии: а) - увеличение х5000; б) - увеличение х1000

Раздельное построение графиков суммарной АЭ по типам источников АЭ позволило выявить активность АЭ накопления усталостных повреждений на различных стадиях усталости (рисунок 4.6). Разделение на стадии было выполнено на основании оценки графиков суммарной АЭ для источников

различных типов. Нумерация стадий сохранена по ранее введенной Ивановой В.С. и Терентьевым В.Ф. классификации вне зависимости от их наличия.

Весь период накопления усталостных повреждений включает шесть стадий: I - циклической микротекучести, II - циклической текучести, III - циклического упрочнения, IV - зарождения и развития субмикротрещин до размеров микротрещин, V - развития микротрещин до размеров макротрещин, VI - стадия долома.

500

£3 450

О

^ Г5 400

I

Ж 350

и

- 300

m

el 250

га X 200

Q.

га g 150

100

и 50

б)

- IV : V \г

_ I II ^ ( 111 \\

/ i 1 1 г ( , 1 1 I

- Л \

- --/ 1--------1- _ W ' !!

а О

m <

О 2■ 104 4404 G-104 7 1 000 число циклов

71500 72000

а)

1 104 2-104 3104 Числовциклов

4-104

в)

Рисунок 4.6 - Графики накопления суммарной АЭ для образцов титана ВТ1-

0: КК (а), УМЗ (б) и СМК (в)

Все стадии кроме стадии VI можно наблюдать на графиках накопления суммарной АЭ для образцов с КК структурой. Стадия долома VI достаточно короткая и составляет всего несколько десятков циклов. Стадии !-Ш

характеризуют инкубационный период. Различить стадии можно по активности источников АЭ дислокационного типа. Стадия I циклической микротекучести протекает с низкой активностью АЭ. Повышение активности источников АЭ дислокационного типа извещает о переходе к стадии текучести II и сопровождается наступлением общей текучести материала по всему объему нагруженных участков рабочей части образца. Повышение активности «дислокационных» источников начинается при достижении 32000 циклов нагружения, что составляет 76 % полной долговечности. В связи с неравномерностью напряжений по сечению образца, каждая из стадий имеет достаточно протяженный период накопления повреждений. Это может привести к периодическому повторению характерной картины накопления сигналов АЭ и перекрытию не только областей распределения сигналов АЭ, но и стадий. По этой причине стадии циклической текучести и циклического упрочнения не всегда различимы по активности АЭ. Наступление стадии циклического упрочнения обычно сопровождается снижением активности АЭ. На рисунке 4.6 (а) стадии II и III не разграничены между собой. При переходе от завершающей инкубационный период стадии текучести III к стадии образования микротрещин IV активность сигналов АЭ дислокационного типа не снижается, а иногда увеличивается. На этой стадии могут быть зарегистрировано незначительное число сигналов АЭ, отнесенных к источникам типа трещин и микротрещин, согласно распределения параметров АЭ и классификации сигналов, приведенных на рисунке 4.5. Однако, в большей степени образование усталостных микротрещин в пластичных материалах протекает за счет пластической деформации в их вершинах. Разрыв атомарных связей в связи с незначительной скоростью и величиной приращения деформации не сопровождается излучением сигналов АЭ с высоким значением энергии АЭ и низким значением параметра АЭ, характерными для микротрещин. Дальнейшее увеличение числа циклов приводит к увеличению величины приращения трещины на каждом цикле нагружения. Тем самым обеспечивается величина деформации достаточная для образования двойников, требующих приложения большей локальной нагрузки. Излучение двойников на данной

стадии начинается при достижении 34000 циклов нагружения, что составляет 80 % долговечности образца. В этот период наступает снижение частоты резонансных колебаний, свидетельствующее о начале роста магистральной трещины.

Большинство источников АЭ, отнесенных к трещинам и микротрещинам (рисунок 4.6, а), регистрируется на стадии V, характеризуемой как стадия развития микротрещин до размеров макротрещин. Активная регистрация сигналов АЭ, генерируемых трещинами, наступает, когда резонансная частота колебаний снижается на 1 Гц с 42,5 Гц до 41,5 Гц при достижении 39000 циклов нагружения. Поздняя регистрация сигналов АЭ, излучаемых трещинами, объясняется тем, что при зарождении магистральной трещины основная часть излучения связана с пластической деформацией в ее вершине. Данные сигналы имеют низкое значение энергии излучения. АЭ сигналы с высокими значениями энергии начинают обнаруживаться, когда линейное приращение трещины достигает определенного значения, определяемого параметрами материала, напряжением цикла.

Деформационное измельчение структуры, осуществляемое путем интенсивной пластической деформации, приводит к повышению долговечности образцов титана ВТ1-0 в сравнении отожженной КК структурой, что закономерно для большинства сплавов. Долговечность среднестатистических образцов, для которых в данной работе приведены численные значения параметров усталости и АЭ, составила: для образцов с КК структурой - 42 тысячи циклов, с УМЗ структурой - 73 тысячи циклов, с СМК структурой - 420 тысячи циклов. Как видно, уменьшение размеров зерен до менее 1 мкм, приводит к увеличению средней долговечности на порядок. Однако, при этом растет и разброс значений долговечности: от 110 тысяч до 660 тысяч циклов. Различается также и кинетика роста усталостной трещины, что проявляется в изменении частоты резонансных колебаний и особенности регистрации излучаемой АЭ.

В образце с УМЗ структурой регистрация сигналов АЭ, идентифицированных как излучаемые дислокациями, началась при достижении

14000 циклов (рисунок 4.6, б), что может быть охарактеризовано как начало стадии циклической текучести. При достижении 60000 циклов активность АЭ снижается и наступает стадия циклического упрочнения. Снижение резонансной частоты колебаний образца началось при достижении 62000 циклов, что составляет 86 % его полной долговечности. В отличие от образца с КК структурой, регистрация АЭ сигналов с идентификационными параметрами, отнесенными к двойникам, начинается лишь за 300 циклов до разрушения образца с УМЗ структурой. Основной причиной поздней регистрации сигналов АЭ является низкая чувствительность АЭ аппаратуры, не позволяющая выделить информативные сигналы АЭ на фоне шумов при низкой энергии излучения АЭ.

Снижение энергии АЭ сигналов, излучаемых двойниками, связано со значительным уменьшением размеров структурных элементов, участвующих в формировании АЭ излучения. Сигналы АЭ, излучаемые при росте трещины, активизируются позднее сигналов от двойников и регистрируются уже на стадии долома. На микроструктурах, полученных вблизи зоны излома, видны достаточно нечасто встречающиеся двойники, пронизывающие округлые зерна УМЗ структуры, образованные после не полного отжига (рисунок 4.7 а). Их число не значительно, а размеры не превышают 3 мкм. Величина приращения усталостных бородок в УМЗ структуре не превышает 200 нм (рисунок 4.6, б). Отчетливость бороздок говорит о значительной величине пластической деформации в зоне роста усталостной трещины. Трещины, идущие вглубь структуры, придают очертания зернам, определяя их границы. Активность АЭ при испытании образцов с СМК структурой возрастает при достижении 360000 тысяч циклов (рисунок 4.6, в), что составляет 86 % от периода долговечности. Снижение резонансной частоты колебаний начинается за 9 % до момента разрушения от полного периода долговечности. Несмотря на малый размер зерен в СМК структуре при испытании удается выделить стадию циклической текучести II ранее наступления момента зарождения магистральной трещины. Высокая степень рассеяния размеров зерен определяет различие единичных скачков приращения трещины и деформации.

Интенсивная пластическая деформация приводит к значительному увеличению энергии границ зерен, что ведет к облегчению образования микротрещин вследствие скопления дефектов у границ зерен. Для большинства механизмов деформации это определяет энергию излучения АЭ волн. Однако, низкая величина подрастания микротрещин не позволяет регистрировать энергию излучения АЭ волн на ранних стадиях развития магистральной трещины. Сигналы АЭ, идентифицированные как образование двойников, начинают регистрироваться практически одновременно с регистрацией сигналов от трещин за 400 циклов до разрушения образца. Двойники, образованные вблизи зоны разрушения, имеют размеры < 1 мкм и пересекают вытянутые зерна СМК структуры (рисунок 4.7, а). Они слабо заметны при увеличении х1000, полученном с помощь оптического микроскопа, но их число значительно превышает численность двойников, обнаруженных для УМЗ структуры. Это связано с тем, что основная часть двойников образовалась в процессе прокатки прутков, проведенной после интенсивной пластической деформации структуры. Величина приращения усталостных бородок при испытании образцов с СМК структурой не превышает 200 нм (рисунке 4.7, б), что сравнимо с приращением трещины в образцах с УМЗ структурой. Однако структура излома существенно отличается от таковой для образцов с УМЗ и КК структурой. Глубина усталостных бороздок относительно плоскости излома значительно меньшая, что определяет меньшую величину пластической деформации в зоне роста трещины. Перпендикулярно магистральной трещине образуются боковые микротрещины в виде расслоений структуры. Они проходят предположительно по межзеренным границам СМК структуры. Глубина микротрещин не превышает 1-2 мкм вглубь образца параллельно плоскости его поверхности. Стесненность деформации, не позволяющая новым двойникам образовываться до наступления роста магистральной трещины, и низкая величина приращения магистральной трещины на последней стадии усталости в совокупности обосновывают поздний период регистрации сигналов АЭ для образцов с СМК структурой.

Таким образом, измельчение зерен и увеличение развитости их границ вследствие интенсивной пластической деформации при РКУП приводит к снижению подвижности дефектов и увеличению долговечности. Накопление усталостных повреждений всегда начинается с движения дислокаций, что подтверждается регистрацией сигналов АЭ ими излучаемых. Уменьшение размеров зерен приводит к уменьшению энергии излучаемых сигналов АЭ и более поздней регистрации источников АЭ типа дислокаций и двойников. По характеру накопления суммарной АЭ различных типов источников сигналов АЭ (дислокации, двойники, микротрещины) установлен стадийный характер накопления усталостных повреждений титана марки ВТ1 -0 в различном структурном состоянии.

Стадии характеризуются сменой активности сигналов АЭ различных типов источников. Стадия циклической текучести выявляется по началу активного излучения сигналов АЭ дислокационного типа. Период начала регистрации сигналов АЭ, излучаемых при образовании двойников, существенно зависит от размеров зерен и находится ранее периода образования магистральной трещины только для образцов титана с крупнокристаллической структурой. Образование двойников в образцах с ультрамелкозернистой и субмикрокристаллической структурами, регистрируемое по сигналам АЭ, фиксируется в зоне образования магистральной трещины в период ее активного роста ввиду высокой плотности дефектов и стесненности зеренной деформации.

Для крупнокристаллических материалов пластическая деформация реализуется как последовательный масштабный переход к дислокационным субструктурам большего масштаба до тех пор, пока последние, исчерпывая сдвиговую подвижность, не становятся очагами разрушения. Для материалов с субмикрокристаллической структурой масштабные переходы не являются выраженными, и деформирование сопровождается формированием зернограничных дефектов при относительно однородном росте последних.

Наличие усталостных бороздок различной ширины и направлений на изломах образцов с КК структурой подтверждает неравномерность протекания

деформации (рисунок 4.7 (а)). Микротрещины распространяются преимущественно вдоль границ зерен и имеют неравномерное ветвление.

Рисунок 4.7 - Микроструктура усталостных изломов образцов с КК (а) и

СМК (б) структурой

Границы зерен оказывают большое влияние на характер накопления повреждений и процессы, приводящие к существенному изменению показателей механических свойств при статических и циклических нагрузках.

Измельчение структуры приводит к повышению долговечности образцов в СМК состоянии по сравнению с исходной КК структурой. Но необходимо учитывать, что интенсивная пластическая деформация приводит к значительному увеличению энергии границ зерен, что ведет к облегчению образования микротрещин вследствие скопления дефектов у границ зерен. Таким образом, в исследованных материалах границы зерен являются источниками разрушения, поскольку именно на границах зерен зарождаются и развиваются микротрещины.

Микротвердость НУ была измерена в разных областях поперечного среза образцов, доведенных до различного числа циклов (рисунок 4.8).

92

250 240 230 220 210 ^ 200 190 180 170 160 150

0 50 100 150 200 250 300 350

Расстояние от излома, мкм

Рисунок 4.8. Графики изменения микротвердости в разных структурных

состояниях сплава ВТ1-0

Из графика следует, что значения микротвердости уменьшалась при удалении от зоны образования магистральной трещины. На расстоянии, равноудаленном от зоны разрушения, исходная твердость образцов с различной структурой различается и согласуется с их структурным состоянием: образцам с большим размером зерна соответствуют меньшие значения микротвердости. При этом степень упрочнения, определяемая разницей микротвердости образцов вблизи зоны разрушения и на удаленном расстоянии от зоны разрушения, различается и тем выше, чем крупнее размер зерна образца.

В результате статистической обработки усталостных испытаний образцов была построена диаграмма усталости для образцов с различным исходным структурным состоянием (рисунок 12).

Анализ обобщенных диаграмм усталости на базе 107 циклов показал, что положение стадий I и II для образцов с УМЗ и КК структурами практически совпадает. Это объясняется тем, что неполный отжиг образцов с УМЗ структурой, приведший к частичному восстановлению структуры после РКУП, обеспечил диссипацию энергии на стадиях циклической микротекучести и текучести,

определяемой подвижностью дислокаций в той же мере, что и для образцов с КК структурой, сформированной полным отжигом.

Однако, неполный отжиг позволил частично восстановить структуру и подвижность дислокаций лишь в областях с незначительной разориентировкой кристаллов. Фрагментированность же структуры сохранилась и привела к более раннему моменту образования микротрещин, смещающих границы стадий III и IV в область меньших значений циклов.

Измельчение структуры в процессе РКУП снижает подвижность дислокаций на I-III стадиях усталости, что приводит к смещению положения стадий в область больших значений циклов. Это сдерживает в образцах с СМК структурой момент перехода на завершающие стадии образования и роста микро-и макротрещин. Сближение стадий относительно друг друга и смещение конечной стадии разрушения в строну увеличения долговечности характеризует СМК структуру. Однако, сближение соседних стадий снижает их различимость и возможность раннего выявления приближающегося разрушения.

Было установлено, что на базе испытаний 107 циклов титан с СМК структурой имеет максимальную долговечность и наибольший предел усталости (400 МПа). Наименьшие значения долговечности и предела усталости были отмечены для титана ВТ1-0 с УМЗ структурой (220 МПа). Долговечность на базе 107 циклов для титана ВТ1-0 с КК структурой составила 300 МПа. Существенное снижение долговечности УМЗ по отношению к КК и СМК структуре связано с особенностью ее формирования. По всей видимости, формирование дефектов в кристаллической структуре, возникших в результате измельчения структуры при равноканальном угловом прессовании и неполном отжиге, привело к образованию структурных фрагментов с неравномерно диссипативной структурой, содержащей в себе субструктурные элементы размером 1-2 мкм. Полный отжиг титана с образованием КК структуры привел к рекристаллизации с восстановлением пластичности. Восстановленная вязкость структуры привела к формированию полного цикла сопротивления разрушению в условиях накопления усталостных повреждений. Таким образом, неполное структурное восстановление при отжиге

может привести к образованию неравномерной дефектной структуры и снижению предела выносливости титановых сплавов.

600 -|

ч^ г

■ Л-

0 -

Количество циклов

а)

600 550 500 450 400 350 300 250 200 150 100 50

•

1 |Г V

А II

0

10000

Количество циклов

б)

600

550

500

450

400

га 350

с

Е 300

со

X Щ 250

£

к о. 200

с