авторефераты диссертаций БЕСПЛАТНАЯ БИБЛИОТЕКА РОССИИ

КОНФЕРЕНЦИИ, КНИГИ, ПОСОБИЯ, НАУЧНЫЕ ИЗДАНИЯ

<< ГЛАВНАЯ
АГРОИНЖЕНЕРИЯ
АСТРОНОМИЯ
БЕЗОПАСНОСТЬ
БИОЛОГИЯ
ЗЕМЛЯ
ИНФОРМАТИКА
ИСКУССТВОВЕДЕНИЕ
ИСТОРИЯ
КУЛЬТУРОЛОГИЯ
МАШИНОСТРОЕНИЕ
МЕДИЦИНА
МЕТАЛЛУРГИЯ
МЕХАНИКА
ПЕДАГОГИКА
ПОЛИТИКА
ПРИБОРОСТРОЕНИЕ
ПРОДОВОЛЬСТВИЕ
ПСИХОЛОГИЯ
РАДИОТЕХНИКА
СЕЛЬСКОЕ ХОЗЯЙСТВО
СОЦИОЛОГИЯ
СТРОИТЕЛЬСТВО
ТЕХНИЧЕСКИЕ НАУКИ
ТРАНСПОРТ
ФАРМАЦЕВТИКА
ФИЗИКА
ФИЗИОЛОГИЯ
ФИЛОЛОГИЯ
ФИЛОСОФИЯ
ХИМИЯ
ЭКОНОМИКА
ЭЛЕКТРОТЕХНИКА
ЭНЕРГЕТИКА
ЮРИСПРУДЕНЦИЯ
ЯЗЫКОЗНАНИЕ
РАЗНОЕ
КОНТАКТЫ


Pages:     | 1 || 3 | 4 |   ...   | 10 |

«МИНИСТЕРСТВО ОБРАЗОВАНИЯ И НАУКИ РФ Томский политехнический университет X Всероссийская школа-семинар с международным участием г. Томск, 9 – ...»

-- [ Страница 2 ] --

Электронно-микроскопические исследования показали, что после интенсив ной пластической деформации, включающей трехцикловое abc-прессование (е=2,12) и прокатку, в заготовках титана формируется зеренно-субзеренная структура (рис. 1б, в). Явно видимые границы зерен часто отсутствуют. В структуре наблюда ются как фрагменты и субзерна, так и уже сформировавшиеся зерна. Структура по объему заготовки титана при е=2,12 неоднородна. Средний размер структурных эле ментов в продольном сечении составляет 400 нм, а в поперечном – 160 нм. Данное структурное состояние соответствует субмикрокристаллическому состоянию.

Для титана с суммарной величиной деформации е=6,12 в продольном сече нии образца микроструктура подобна микроструктуре образцов деформированных до е=2,12 (рис.2). Однако наблюдается уменьшение среднего размера структурных элементов до 200 нм. Присутствие большого количества изгибных экстинкционных контуров на светлопольных изображениях свидетельствует о высоком уровне внут ренних напряжений (рис.1б,в и рис.2).

Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов в б а 0,5 мкм 10 мкм 0,4 мкм Рисунок 1 - Оптическое изображение микроструктуры титана в исходном со стоянии (а);

светлопольное изображение микроструктуры с соответствующей микродифракцией титана после аbc-прессования и прокатки (е=2,12) в различных сечениях образца (б,в): продольное сечение (б);

поперечное сечение (в). Стрелками обозначены экстинкционные контура 0,25 мкм Рисунок 2 - Светлопольное изображение микроструктуры титана с соответст вующей микродифракцией в продольном сечении образца (е=6,12).

Стрелками обозначены экстинкционные контура По электронно-микрокопическим изображениям были измерены ширина экс тинкционных контуров и расстояние между ними для образцов титана с накоплен ной деформацией 2,12 и 6,12. Результаты измерений среднего размера структурного элемента, средней ширины и среднего расстояния между изгибными экстинкцион ными контурами представлены в таблице 1. Результаты показывают, что с увеличе нием накопленной деформации от е=2,12 до е=6,12 в продольном сечении умень шаются: размер структурных элементов (от 400 нм до 160 нм), ширина контуров (от 44 нм до 11 нм) и расстояние между экстинкционными контурами (от 300 нм до 75 нм). Отметим, что для образцов титана деформированных до e=2,12 в попереч ном сечении средние значения размера структурных элементов, ширины экстинкци онных контуров и расстояния между ними уменьшаются по сравнению с аналогич ными значениями для продольного сечения. Этот эффект можно связать с различ ным напряженным состоянием по объему образца.

Таблица 1 - Размер структурных элементов, ширины и расстояния между экстинк ционными контурами и величина микротвердости титана после abc-прессования и прокатки Средний раз- Средняя ширина Среднее расстояние Abc-прессование с мер структур- изгибного экстинк- между и экстинк- Микротвер последующей прокат ных элементов, ционного контура, ционными контурами, дость, МПа кой нм нм нм e=2,12, продольное 400 44 сечение e=2,12, поперечное 160 21 сечение е=6,12, продольное 200 11 сечение Измерения микротвердости показали, что применение комбинированного ме тода интенсивной пластической деформации обеспечивает значительный прирост уровня микротвердости (3000 МПа) по сравнению с исходным состоянием (2100 МПа). Средние значения микротвердости для образцов титана приведены в таблице 1. На рисунке 3 представлены схемы сечений и распределения микротвер дости в продольном сечении образца. Измерения проводили вдоль оси прокатки по направлениям осей ОХ, ОY.

2 1 1 y y Hµ, МПа Hµ, МПа 0 x 0 x Исходное состояние Исходное состояние 0 2 4 6 8 10 0 2 4 6 8 10 X, Y, мм X, Y, мм б а Рисунок 3 - Распределение микротвердости для образцов титана с суммарной деформацией 2,12 ( а) и 6,12 ( б):

- ось OY (прямая 1);

- ось OX (прямая 2) Видно, что увеличение степени деформации при прессовании с е=2,12 до е=6,12 не оказывает влияния на уровень микротвердости получаемых прутков тита на в субмикрокристаллическом состоянии.

Дополнительно в работе были проведены исследования термической ста бильности структуры прутков титана. Исследования термической стабильности микроструктуры титана ВТ1-0 были выполнены для прутков в субмикрокристалли ческом состоянии (предварительно отожженных при 300°С) при температурах от жигов в интервале 350-900°С. На рисунке 4 приведена зависимость среднего разме ра элементов структуры и зерна от температуры отжига. С ростом температуры от Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов жига увеличивается размер зерна. Субмикрокристаллическое состояние сохраняет ся до температуры отжига 350°С.

70 мкм 0,3 мкм d, мкм 0,8 мкм 0 0 100 200 300 400 500 600 700 800 Т ем п ература отж и га, °С Рисунок 4 - Зависимость среднего размера структурных элементов и зерна титана от температуры отжига Таким образом, в результате применения комбинированного метода abc прессования с суммарной величиной деформации 2,12 и 6,12 с последующей про каткой в титане формируется субмикрокристаллическая структура с характерным размером структурных элементов 200 нм и 400 нм соответственно. Особенностью суб микрокристаллической микроструктуры титана является присутствие большого числа экстинкционных контуров, свидетельствующие о высоком уровне внутренних на пряжений, возникающих в образцах в результате интенсивной пластической дефор мации. Показано, что микроструктура прутков субмикрокристаллического титана, полученных комбинированным методом аbc-прессованием с последующей много ходовой прокаткой, термостабильна до температуры 350°С.

Список литературы 1. Валиев Р.З., Александров И.В. Объемные наноструктурные металлические материалы: получение, структура и свойства. – М.: ИКЦ «Академкнига», 2007. – 398с.

2. Колобов Ю.Р., Валиев Р.3., Грабовецкая Г.П. и др. Зернограничная диффузия и свойства наноструктурных материалов. Новосибирск: Наука, 2001-232 c.

3. Биргер И.А. Остаточные напряжения. М.:Машгиз, 1963.-32с.

4. Ерошенко А. Ю., Шаркеев Ю. П., Толмачев А.И., Коробицын Г. П., Данилов В.И. Структура и свойства объемного ультрамелкозернистого титана, полу ченного аbс-прессованием и прокаткой // Перспективные материалы. –2009. – Спец. Выпуск.№7. –С.107-112.

5. Салищев Г.А., Галеев Р.М., Малышева С.П., Жеребцов С.В., Миронов С.Ю., Валиахметов О.Р., Иванисенко Э.В. Формирование субмикрокристалличе ской структуры в титане и титановых сплавах и их механические свойства // МиТОМ. 2006. №2. –С.19-26.

ИССЛЕДОВАНИЕ СТРУКТУРЫ И МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ ЦИРКОНИЙ-НИОБИЕВОГО СПЛАВА ПОСЛЕ ИНТЕНСИВНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ ПРИ РАЗЛИЧНЫХ ДЕФОРМАЦИОННЫХ РЕЖИМАХ Е.В.ОЛЕЙНИКОВА, 2 А.Ю.ЕРОШЕНКО Томский политехнический университет», E-mail: olejnikov-elena@sibmail.com Институт физики прочности и материаловедения СО РАН Введение В современной науке и технике все более широкое применение находят на ноструктурные материалы, которые отличаются комплексом уникальных физико механических свойств [1]. Применение специальных деформационных обработок, к которым относятся методы интенсивной пластической деформации (ИПД), позволя ет получать изделия с более высокими механическими свойствами. В настоящее время широко применяемыми материалами для медицинских имплантатов являются титан и титановые сплавы. Однако в последние годы появилась возможность ис пользовать в медицине сплавы на основе циркония, такие как Э110 и Э125. Цирко ниевые сплавы системы (Zr-Nb), так же как и титановые сплавы, обладают высокой коррозионной стойкостью, прочностью и значительно большей биоинертностью [2].

Повышение механических свойств циркониевых сплавов в результате применения ИПД осуществляется, прежде всего, за счет формирования ультрамелкозернистого (субмикрокристаллического / наноструктурного) состояния по всему объему мате риала [3].

В работе представлены результаты исследования микроструктуры и механи ческих свойств промышленного циркониевого сплава Э110 системы (Zr-Nb), полу ченного в ультрамелкозернистом состоянии в результате интенсивной пластической деформации методом аbc-прессования и последующей прокаткой.

Материал и методика исследования В качестве материала исследования был выбран циркониевый сплав системы Zr-Nb (1 ат. % Nb) марки Э 110 (состав %(мас.): Zr 96,54%, Nb 1,01, Si 0,48, Mo 0,32, W 0,1, Fe 0,29, Ti 0,88 ).

Предварительно образцы (в состоянии поставки) подвергались отжигу при температуре 580°С в течение 3 часов в вакууме. Для получения ультрамелкозерни стого состояния в образцах цирконий-ниобиевого сплава применяли метод аbс прессования с дополнительной прокаткой [4]. Abс-прессование проводили со скоро стью 10-3с-1 при последовательном понижении температуры в интервале 500400°C на гидравлическом прессе с усилием 200-500 кН. Каждый цикл при заданной темпе ратуре включал однократное прессование с последующей сменой оси деформации путем поворота заготовки вокруг продольной оси на 90°. Степень деформации об разца на каждом этапе прессования не превышала 40-50%. Размеры заготовок после прессования составляли 202040 мм3. После abc- прессования образцы подверга лись многоходовой прокаткой в ручьевых и гладких валках при комнатной темпера туре. Степень деформации составила 75% и 90%. После прокатки получили образцы циркониевого сплава в виде прутков с размерами 66500 мм3 и пластин 21,5500 мм3.

Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов Микроструктуру образцов исследовали с помощью просвечивающей элек тронной микроскопии. Дополнительно провели рентгеноструктурный анализ. Из механических характеристик измерялась микротвердость материала сплава до и по сле термомеханической обработки. Измерения микротвердости проводились на микротвердомере ПМТ-3М1 при нагрузке на индикатор 0,98 Н. Средний размер элементов структуры рассчитывали как средний размер (зерен, субзерен, фрагмен тов) методом секущей.

Результаты эксперимента и их обсуждения Электронно-микроскопические исследования показали, что в исходном со стоянии (после отжига при 580°С в течение 3 часов) микроструктура циркониевого сплава представлена равноосновыми зернами -Zr со средним размером 1,7 ±0, мкм и выделениями Nb со средними размерами 0,4±0,2 мкм (рис. 1а). На микроди фракционной картине выявлены рефлексы следующих фаз -Zr, -Zr и Nb. Рефлек сы циркония и -модификаций имеют высокую интенсивность, а рефлексы, принадлежащие ниобию низкую, что свидетельствует о малой объемной доле ниобия. При рентгеноструктурном анализе выявлены и -фазы циркония, тогда как ниобий не обнаруживается. Среднее значение микротвердости образца цирко ниевого сплава в исходном состоянии составило 1540 МПа.

На рис. 1б представлена микроструктура цирконий-ниобиевого сплава, под вергнутого abc-прессованию. Видно, что зерна материала сплава вытянуты в на правлении деформации. Внутри деформированных зерен наблюдаются мелкие суб зерна (фрагменты), границы между которыми плохо различимы и размыты. Наличие размытых границ а так же экстинкционных контуров говорит о высоком уровне внутренних напряжений в материале деформированного сплава. Средний размер элементов структуры (фрагментов, зерен, субзерен) составил 0,4±0,2 мкм, что соот ветствует ультрамелкозернистому состоянию согласно известной масштабной клас сификации [5].

б а 0,9 мкм 0,3 мкм Рисунок 1 - Светлопольные изображения микроструктуры и соответствую щие микродифракционной картины (на врезках) циркониевого сплава Э110: в исходном состоянии (а), после abc-прессования (б) На микродифракционной картине сплава после abc-прессования наблюдают ся дебаевские кольца (кольцевые рефлексы расположены по окружностям), что ука зывает на измельчение исходной структуры после прессования. На светлопольных изображениях достаточно четко просматриваются выделения Nb. Средний размер зерен этой фазы уменьшился по сравнению с исходным состоянием до 0,2±0,1 мкм, что свидетельствует о растворении легирующего элемента Nb в зернах циркония с образованием твердого раствора на основе -Zr переменного состава в результате abc-прессования. Рентгеноструктурный анализ выявил только фазу - Zr. Значение микротвердости в заготовках цирконий-ниобиевого сплава после abc-прессования увеличилось до 2000 МПа.

На рис. 2а представлена микроструктура цирконий-ниобиевого сплава в про дольном сечении, подвергнутого abc-прессованию и дополнительной прокатке до 75%. В продольном сечении образца структура неоднородна. Установлено форми рование различных типов структурных элементов при прокатке. В структуре на блюдаются как равноосные элементы размерами 0,20,4 мкм, так и вытянутые в на правлении прокатки с размерами 0,61,2 мкм с коэффициентом неравноосности 2.

Также наблюдаются равноосные зерна с большеугловыми разориентировками раз мерами менее 0,2 мкм. В зернах практически не наблюдается дислокаций, но нали чие экстинкционных контуров говорит о высоком уровне внутренних напряжений в материале деформированного сплава.

Микродифракционная картина имеет вид квазикольцевой. На микродифрак ции выявлены группы рефлексов основной фазы - Zr и фазы Nb, а также выявля ется фаза оксида циркония ZrO2. Рефлексы - Zr имеют высокую интенсивность, а рефлексы, принадлежащие ниобию низкую интенсивность, что свидетельствует о малой объемной доле ниобия. Фаза -Zr не выявлена. Очевидно, что фаза оксида циркония образуется в результате термомеханической обработки сплава. Рефлексы фазы ZrO2 имеют низкую интенсивность, что говорит о низкой объемной доли.

Среднее значение микротвердости образца циркониевого сплава составило 2600 МПа. Предположительно, значительное повышение микротвердости произош ло за счет дисперсного упрочнения оксидной фазой.

На рис.2б представлена микроструктура цирконий-ниобиевого сплава, под вергнутого abc-прессованию и дополнительной прокатке 90%. Границы зерен прак тически не видны. Структура сильно фрагментированная и границы между фраг ментами размыты. Наблюдается большое количество экстинкционных контуров. На светлопольных изображениях просматриваются выделения Nb с размерами 0,12±0,1 мкм. Средний размер структурных элементов фазы циркония (фрагментов, зерен, субзерен) составил 0,2±0,1 мкм.

б а 0,3 мкм 0,3 мкм Рисунок 2 - Светлопольные изображения микроструктуры и соответствую щие микродифракционной картины (на врезках) циркониевого сплава Э110:

после abc-прессования и прокатки 75% (а), после abc-прессования и прокатки 90% (б) Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов На микродифракционной картине выявлены рефлексы основные фазы - Zr и Nb, а также выделения вторичной фазы - оксида циркония Zr2O. Рефлексы - Zr имеют высокую интенсивность, а рефлексы оксида слабую интенсивность. Рентге ноструктурный анализ выявил только фазу - Zr. Среднее значение микротвердости образца циркониевого сплава после abc-прессования и прокатки 90% составило 2800 МПа.

Ниже в таблице приведены результаты электронно-микроскопических иссле дований и измерения микротвердости цирконий-ниобиевого сплава в различных структурных состояниях.

Таблица - Структура и микротвердость сплава Zr-Nb Микротвердость Средний размер Средний размер Состояние сплава Э фазы Zr, мкм фазы Nb, мкм Н, МПа Исходное состояние (мел 1,70±0,7 0,40±0, кокристаллическое) После abc – прессования 0,40±0,2 0,20±0, (ультрамелкозернистое) После abc – прессования + прокатка 75% 0,34±0,2 0,18±0, (ультрамелкозернистое) После abc – прессования + прокатка 90% 0,20±0,1 0,12±0, (субмикрокристалличе ское) Заключение Предлагаемые в работе деформационные режимы метода abc-прессования позволяют получать в объемных заготовках сплава Э110 ультрамелкозернистое со стояние с характерным размером структурных элементов 0,4 мкм. Применение до полнительной прокатки до 75% и 90% способствует дальнейшему измельчению структуры и повышению уровня микротвердости. Формирование субмикрокристал лического состояния с характерным размером структурных элементов 0,2 мкм и вы соким уровнем прочностных свойств обеспечивается за счет дополнительной де формации прокаткой до 90%. Авторы считают, что значительное увеличение микро твердости сплава Э110, после перевода его в субмикрокристаллическое состояние, достигается за счет за счет дисперсного (измельчение элементов структуры) и фазо вого (появление в процессе термомеханической обработки мелкодисперсной оксид ной фазы) упрочнения.

Заготовки сплава Э110 в виде длинномерных прутков в субмикрокристалли ческом состоянии с повышенными механическими свойствами в дальнейшем пред полагается использовать при изготовлении дентальных внутрикостных имплантатов широкой номенклатуры, как альтернатива титановым сплавам.

Автор выражает благодарность к.т.н. Фортуне С.В. за помощь в обсужде нии результатов эксперимента и Толмачеву Г.П. за помощь в подготовке образцов.

Работа была выполнена при частичной финансовой поддержке программе фундаментальных исследований Президиума РАН “Фундаментальные науки - ме дицины”, проект №21.5;

программы III.20.2, проекта III.20.2.2.

Список литературы 1. Носкова Н.И., Мулюков Р.Р. Субмикрокристаллические и нанокристалличе ские металлы и сплавы. Екатеринбург: УрО РАН, 2003. - 279с.

2. Эппле М. Биоминералы и биоминерализация. /Перевод с немецкого под. ред.

Пичугина В.Ф., Шаркеева Ю.П., Хлусова И.А. – Томск: издательство «Ве тер», 2007. –137 с.

3. Валиев Р.З., Александров И.В. Объемные наноструктурные металлические материалы: получение, структура и свойства. – М.: ИКЦ «Академкнига», 2007. – 398 с.

4. Салищев Г.А., Валиахметов В.Р., Галлеев Р.М., Малышева С.П. Формирова ние субмикрокристаллической структуры в титане при пластической дефор мации и её влияние на механическое поведение // Металлы. 1996. №4. С. 86 91.

5. Козлов Э.В., Жданов А.Н., Конева Н.А. Измельчение размера зерна как ос новной ресурс повышения предела текучести // Вестник Тамбовского уни верситета. 2003. Т.8, №4. С. 509- 513.

СНИЖЕНИЕ ОСТАТОЧНЫХ ВНУТРЕННИХ НАПРЯЖЕНИЙ В ТЕРМОУПРОЧНЯЕМЫХ ДЕФОРМИРУЕМЫХ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВАХ О. В.МАШКАРОВА Московский государственный технический университет им. Н. Э. Баумана, Россия, г.Москва, Бауманская 2-я ул., 5, стр. E-mail: pumaV007@mail.ru Введение Свойства металла зависят от создаваемой структуры, которая может в значи тельной степени определяться процессами деформирования и термической обработ ки. Происходящие при этом изменения механических свойств играют большую роль при изготовлении, как полуфабрикатов, так и готовых деталей. Создание новых технологий обработки, для сложно-обрабатываемых деформируемых алюминиевых сплавов типа Д16, АК6, В95 их освоение в производственных условиях открывают возможность в широком формате избежать брака на предприятиях страны. В част ности эта задача актуальна для обработки деталей, изготовляемых в «КБ «ТочМаш»

им. А. Э. Нудельмана».

Развитие новых технологий не представляется возможным без применения металлов и сплавов, которые не только дают возможность снизить массу конструк ций при одновременном повышении прочностных характеристик, но и обеспечива ют стабильность точных размеров.

Высокопрочные алюминиевые сплавы находят широкое применение в сило вых элементах конструкций самолетов, кузовов автомобилей, труб и т.д.;

для дета лей, работающих при температурах до -2300С. Одной из важнейших задач исследо вания прочностных свойств металлов и сплавов является измерение распределения термических и механических (в том числе технологических остаточных) напряже ний по глубине h поверхностного слоя изделия. Наряду с преимуществами эконо мического характера, особенно при крупносерийном и массовом производстве, вве дение в технологический процесс стабилизации деформацией в ряде случаев явля Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов ется единственно возможным способом получения изделий заданной формы и раз меров. Особенно при использовании высокопрочных алюминиевых сплавов, обла дающих особыми специфическими свойствами, а все большее развитие науки и тех ники открывает перед этим прогрессивным способом обработки дальнейшие пути развития и широкого внедрения его в промышленность.

С целью выявления характера влияния деформационной стабилизации на структуру и свойства деформируемых термоупрочняемых сплавов ранее проводи лось множество исследований, однако степень и алгоритм влияния различных спо собов обработки на трансформацию свойств и эволюцию напряженно- деформиро ванного состояния (НДС) до сих пор остаются мало изученными.

Целью данной работы является исследование особенностей механизма де формационной стабилизации заготовок из деформируемого термоупрочняемого алюминиевого сплава типа В95, приводящего к повышению механических свойств, уменьшению остаточных внутренних напряжений и как следствие стабильности точных размеров после окончательной механической обработки.

Методика эксперимента В работе исследовали алюминиевый сплав марки В95 по ГОСТ 4784-74.

Деформации подвергались ци линдрические заготовки (наружный диаметр 78мм, внутренний 44,7мм, вы сота 185мм) (рис.1).

Перед деформацией заготовки подвергались закалке в электропечи «Снол» при температуре 505-525°С с по следующим охлаждением в воде до ком натной температуры. После охлаждения детали перенесли на участок прессова ния (разрыв между операциями закалки Рисунок 1 - Внешний вид заготовок и прессования не должен превышать 40мин).

Деформирование проводили путём сжатия цилиндров на гидравлическом прессе усилием 150т, степень деформации составляла 1,5… 2%.

Цилиндрические образцы для механических испытаний (по ГОСТ 1479-84) вырезали вдоль длинной стороны цилиндра. Затем для снятия дефектного слоя, воз никшего в результате резки, полученные образцы подвергали механической шли фовке.

Испытания на одноосное статическое растяжение проводили при комнатной температуре на установке FPZ/100 со скоростью = 1.310-6м/c.

Рентгеноструктурные исследования проводились на установке ДРОН-4. Об разцы вырезались из металла той же плавки, что и детали. Размеры 15х5мм. Так же как и детали образцы подвергались фрезерованию, точению, закалки и прессова нию на 2% от первоначальной длины.

Результаты и их обсуждение Закалкой фиксируется структура сплава с пересыщенным твердым раство ром. Основной эффект закалки сплавов зависит от полноты растворения упрочняю щих элементов в твердом растворе алюминия. Величиной температуры закалки оп ределяется процент растворённых упрочняющих фаз и равномерность их распреде ления атомов легирующих элементов в кристаллической решетке твердого раствора.

При этом количество вакансий в кристаллической решетке увеличивается [1]. Во многих источниках описана польза операции закалки на эффект последующего ис кусственного старения сплава В95 [1-4]. Однако данная схема термообработки не всегда позволяет добиться требуемого результата из-за наличия в объёме заготовок высоких значений остаточных напряжений, в связи с чем появляется необходимость дополнительного воздействия на структуру и свойства.

Процесс холодного деформирования позволяет изменить не только геомет рические параметры деталей, но и структуру на макро- и микромасштабных уров нях. При холодной деформации каждое зерно испытывает воздействие соседних зе рен, заставляющее его изменять свою форму в соответствии со схемой деформации всего изделия, что провоцирует миграцию исходных границ.

Эти процессы приводят к росту плотности дислокаций и сопровождаются изменением (измельчением) структуры, что в свою очередь приводит к росту напряжения в объёме металла [2-4]. Различные структурные несовершенства и нарушения кристаллической ре шетки, количество которых не минуемо увеличивает холодное деформирование, способствует а б движению и перестройке границ Рисунок 2 - Микроструктура сплава В95 после зерен и дислокаций в них (рис.2).

закалки (а) и деформирования на 2% (б) Трансформация струк турного состояния вызы вает разного типа изме нения дифракционной картины. Уширение ди фракционных максиму мов являются проявлени ем присутствия в объёме исследуемого металла а б микронапряжений Рисунок 3 - Дифрактограмма сплава В95 после закалки (рис.3).

(а), после закалки и деформирования на 2% (б) Выводы Процесс термомеханической обработки (ТМО), заключающийся во введении между операциями закалки и старения деформационной стабилизации посредством прессования позволяет добиться отличных результатов за счет положительного влияния деформирования на эффект последующего старения.

Создание данной технологии направлено на максимальное снижение оста точных напряжений. Выбор нижнего предела температуры под закалку не может гарантировать достаточную степень перехода упрочняющих компонентов в твёрдый раствор. Данный аспект в свою очередь может послужить серьёзным препятствием на пути создания процентной доли локальных несовершенств кристаллической ре шетки твердого раствора, способных обеспечить наличие ближнего порядка после Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов старения. Поэтому совместное действие оптимального режима закалки и деформи рования способствует получению высоких прочностных свойств в=65 кгс/мм (рис.4) и релаксации напряжений после окончательной термообработки, за счет до полнительного модифицирования структуры закалки прессованием.

Рисунок 4 - Кривые «напряжение-деформация» сплава В95 подвергнутого закалке и последующей деформации на 2 % Благодаря данной схеме ТМО стало возможным существенно снизить оста точные внутренние напряжения, величина которых определяет последующее пове дение металла при окончательной механической обработке.

Список литературы 1. Колобнев И. Ф. Термическая обработка алюминиевых сплавов. М.: Метал лургия, 1966. - 394 c.

2. Алюминий (Металловедение, обработка и применение алюминиевых спла вов). Перевод с английского под редакцией: А.Т. Туманова, Ф.И. Квасова, И.Н. Фридляндера. М.: Металлургия, 1972. - 663 c..

3. Томсен Э., Янг. Ч., Кобаяши Ш. Механика пластических деформаций при обработке металлов. М.: Металлургия, 1969. - 432 c..

4. Фридляндер И. Н., Добаткина В. И., Захарова Е. Д. Деформируемые алюми ниевые сплавы (Сборник статей). Оборонгиз, 1961. - 235 c.

МНОГОУРОВНЕВЫЙ ПОДХОД К ИССЛЕДОВАНИЮ РОЛИ ПОВЕРХНОСТНЫХ СЛОЁВ ПОЛИКРИСТАЛЛОВ В ИХ ЗНАКОПЕРЕМЕННОЙ ИНТЕНСИВНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ И УСТАЛОСТНОМ РАЗРУШЕНИИ Ю.Ф.ПОПКОВА1,2, Т.Ф.ЕЛСУКОВА Томский политехнический университет, Институт физики прочности и материаловедения СО РАН Известно, что пластическая деформация твердых тел зарождается и более ин тенсивно развивается на их поверхности. В физической мезомеханике, рассматри вающей деформируемое твердое тело как многоуровневую систему, этот известный факт объясняется тем, что пластическое течение такой системы развивается самосо гласованно, как эволюция локальной потери её сдвиговой устойчивости на нано-, микро-, мезо- и макромасштабном уровнях. Наименьшую сдвиговую устойчивость в нагруженном кристалле имеет его поверхностный слой в силу его специфической структуры. Именно поэтому его пластическое течение начинается раньше и разви вается более интенсивно по сравнению с объемом материала. Известно, что наи большая роль поверхности в деформации и разрушении материала наблюдается при циклическом нагружении.

При исследовании обычных монолитных образцов корректно оценить роль поверхностного слоя в их пластической деформации затруднительно. Поэтому пред ставлялось целесообразным выполнять такие исследования на мягких металличе ских фольгах, имитирующих ослабленный поверхностный слой, жестко закреплён ных на значительно более прочной подложке. При внешнем напряжении, близком к пределу текучести фольги, это позволяет проводить нагружение заведомо в услови ях пластической деформации «поверхностного слоя» при упругой деформации под ложки. Кроме того, при этом можно реализовать в фольге сверхвысокие степени ин тенсивной пластической деформации (ИПД), изучение и использование которой на практике является весьма актуальным.

В этой связи цель настоящей работы - исследование закономерностей и ме ханизмов самосогласованного развития пластической деформации на мезомасштаб ном уровне в поликристаллической фольге, жёстко закрепленной на более прочной подложке, при циклическом нагружении в условиях интенсивной пластической де формации.

В качестве материала фольги использовали высокочистый алюминий марки А999. Для подложки использовали образцы технического алюминия (А7) и титана (ВТ1-0). Циклическую деформацию двухслойных образцов осуществляли знакопе ременным изгибом при комнатной температуре в режиме многоцикловой усталости.

Поверхность образцов для структурных исследований готовили методом электролитической полировки. Структурные исследования выполняли методами световой и электронной растровой микроскопии. Трёхмерную картину формирую щейся поверхностной мезосубструктуры получали с использованием микроскопа Zeiss Axiovert 25CA, снабженного устройством DIC для получения дифференциаль но-интерференционного контраста, и лазерного профилометра Micromeasure 3D Sta tion. Для выявления тонкой структуры поверхностного слоя и его элементного со става использовали растровую электронную микроскопию и зондовый анализ на приборе Quanta 200 3D. Для изучения стадийности самосогласованного взаимодей ствия деформирующихся зерен на большом участке поверхности образца применя ли метод фотомонтажей.

Использованные способы закрепления и нагружения фольги позволяют исследовать механизмы её деформации на протяжении всего процесса нагружения, что невозможно сделать при традиционных способах ИПД (РКУ – прессование, деформация в наковальнях Бриджмена, глубокая прокатка и т.п.). Исследования структурных изменений в процессе нагружения проводили на лицевых поверхностях приклеенных фольг, пластическая деформация которых развивается свободно в перпендикулярном к ним направлении. При высоких степенях деформации отклеивали фольги и на их обратных поверхностях изучали картину пластической деформации на мезоструктурном уровне, развивающуюся под действием упругих напряжений со стороны подложки, накопившихся на них при нагружении.

Результаты выполненных структурных исследований показали, что на лице вой (свободной) поверхности фольг на начальной стадии нагружения в исходных зёрнах развиваются обычные кристаллографические сдвиги дислокационной де Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов формации. Однако, при большом числе циклов нагружения (N105) здесь реализу ются механизмы пластической деформации, не свойственные равновесным кристал лам. Это:

- грубые мезополосы локализованной деформации в зёрнах (рис.1);

- сильновыраженные эффекты экструзии-интрузии (рис.2);

а б 60мкм 25мкм Рисунок 1 – А999/Ti. Грубая поло совая мезоструктура (а) и мелко Рисунок 2 - А999/Ti. Поры, макроклетки со сто зернистая структура (б), обна ронами из экструдированного материала (свет женная в местах отслоения окис лые полосы) и зоны «холодного растворения»

ной пленки (показано стрелками), N=4,8х102 циклов, DIC (указаны стрелками), N=2,5104 циклов, лазер ная профилометрия - движение зерен как целого (рис.3);

- формирование на поверхности исходных зерен мелкозернистой (~1мкм) структуры (рис.1б);

- аномальный «холодный» массоперенос, проявляющийся в сильновыражен ной пористости, «холодном растворении» материала (рис.2) и образовании на по верхности фольги хрупкой пленки химического соединения Al-S-O-C (рис.1б, 4).

а б в аС б вА 3 1 А А 2 2 В 20мкм 30мкм 5мкм В В 50мкм 0,6 1,2 1, 0,6 1,2 1, Рисунок 3 – А999/А7. Поворот зерен как Рисунок 4 - А999/Ti. Экструзия субмик целого с образованием углубленной рокристаллического материала с разры приграничной зоны (показано стрелкой)(а) и вом поверхностной пленки Al-S-O-C (а);

развитием в ней экструзии мезообъемов зондовый анализ состава поверхностной внутреннего материала (б) и регулярных пленки (в) и материала под пленкой, экс микротрещин (в), N = 2,7х106 циклов, DIC трудированного из объема образца (б) Указанные эффекты проанализированы на основе неравновесной термодина мики деформируемого твердого тела, согласно которой в условиях ИПД в локаль ных зонах материала может происходить сильное увеличение его молярного объе ма, которое сопровождается возрастанием неравновесного термодинамического по тенциала Гиббса F(). Пока F()0 ИПД развивается механизмами зарождения и распространения вдоль сопряженных направлений max мезо- и макрополос локали зованной пластической деформации. Если же F() становится положительным, ма териал должен испытывать структурный распад, выделяя избыточный молярный объем в виде микропор и т.п., что и наблюдается на лицевой свободнодеформи рующейся поверхности фольги при очень большом числе циклов нагружения.

На обратной, жестко закрепленной при нагружении, поверхности фольги ус ловие F()0 реализоваться не может, что убедительно подтвердили исследования этой поверхности после отклеивания фольги. Здесь следы пористости и «холодного растворения» материала полностью отсутствуют. Характерной особенностью кар тины пластической деформации являются одиночные следы недислокационной де формации – зигзагообразные мезополосы локализованной деформации, распростра няющиеся в сопряженных направлениях максимальных касательных напряжений.

Эти результаты свидетельствуют об определяющей роли максимальных касатель ных напряжений в самоорганизации и локализации пластической деформации на мезомасштабном уровне.

На фоне этой недислокационной сдвиговой деформации развиваются устало стные трещины, имеющие также зигзагообразную форму. На рис.5 показана оптиче ская картина поверхностного рельефа в зоне усталостной трещины на обратной по верхности фольги, отклеенной от титановой подложки после 2,5х104 циклов нагру жения. Она демонстрирует типичную структуру в окрестности вершин и берегов трещин.

В процессе нагружения на этой жестко закрепленной поверхности фольги возникли мощные сжимающие напряжения. Последние после отклеивания фольги сформировали в зерне А (рис.5а) складчатую структуру, поверхность зерна претер пела сильно выраженное гофрирование. На фоне этой сложной системы одиночных сдвигов в приграничной зоне зерен А и В образовалась трещина KL, как поворотная мода при повороте-изгибе-кручении как целого участка А поверхности, что привело к релаксации скачка напряжений на границе зерен А и В. Видно, что трещина рас пространялась не по границе зерен, а параллельно ей в приграничной зоне, имею щей форму двугранного угла (по его углублению, т.е. в зоне всестороннего растя жения). Усталостная трещина раскрывается на полуциклах растяжения. Системы мезополос и микротрещин на рис.5 при растяжении развиваются в сопряжённых на правлениях max. Эти сдвиги дают нормальные к трещине компоненты n, которые раскрывают её.

На полуциклах сжатия сдвиги меняют своё направление на сопряжённые max под действием встречных полей в окружающем материале. Продольные состав ляющие max как при растяжении, так и при сжатии генерируют в голове трещины мощное встречное поле. Это поле сформировало в вершине трещины K (рис.5б) ло кализованный мезовихрь. Мезовихрь сформировал замкнутый эллипсоид О (рис.5в), внутри которого развивается система мощных одиночных мезоскопических сдвигов в направлении max, осуществляющих материальный поворот. На эти сдвиги накла дывается развитие системы поверхностных микротрещин в сопряженном направле нии max. Взаимодействие этих двух систем (сдвигов и микротрещин) приводит к интенсивной фрагментации зоны пластической деформации перед вершиной тре щины. Особенно ярко это проявилось в зоне эллипсоида – она вся «разделена» на плоские ламели. Через эту зону «разрыхленного» фрагментацией материала затем распространяется трещина, как поворотная мода деформации, релаксируя вихревое упругое поле в подложке, созданное мезовихрем в наклеенной фольге. При поворо те замкнутого эллипсоида мезовихря в его вершинах формируются макро КН, кото рые по теории [2] обусловливают распространение трещины через фрагментирован ный мезовихрь.

Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов а б в L L A А K B К O B 30мкм 30мкм 15мкм С Рисунок 5 - А999/Тi. Поверхностный рельеф в вершине усталост ной трещины, N=2,5х104 циклов, DIC Однако наиболее важным результатом настоящих исследований является экспериментальное доказательство возникновения в вершине трещины локальной зоны гидростатического растяжения, полученное методом лазерной профилометрии и представленное на рис.6а. Это объемная картина зоны мезовихря криволинейных мезополос локализованной пластической деформации в вершине трещины на об ратной стороне фольги. Она убедительно демонстрирует, что зона мезовихря в вер шине трещины представляет собой «воронку» вдавленного материала, который ин трудируется в сторону лицевой поверхности фольги. «Воронка» есть ничто иное, как зона гидростатического растяжения, которая сформировалась между интруди руемым мезовихрем и подложкой. Сильное заглубление поверхности в зоне верши ны трещины отражает профилограмма этой зоны на рис. 6б – глубина вдавливания 10-12мкм.

а б 0,298 0, Рисунок 6 - А999/А7. N=1,8х107 циклов: а) профилометрическая картина локальной зоны гидростатического растяжения в вершине трещины;

б) профилограмма заглубление поверхности в зоне вершины трещины Установленные эффекты и закономерности получены преимущественно впервые. Они проанализированы на основе неравновесной термодинамики дефор мируемого твердого тела, хорошо согласуются с основными положениями физиче ской мезомеханики и важны для корректного описания поведения наноструктурных материалов, тонких плёнок и покрытий в полях внешнего воздействия различной природы.

Список литературы 1. Попкова Ю.Ф., Елсукова Т.Ф. Исследование механизмов мезомасштабного уровня деформации и разрушения поликристаллов при знакопеременной ин тенсивной пластической деформации // Труды XV Международной научно практической конференции студентов и молодых ученых СТТ-2009, Томск. – 2009. – С. 115-116.

2. Бушманова О.П., Ревуженко А.Ф. О пластическом деформировании в усло виях локализации сдвигов на дискретной системе линий // Физ. мезомех. – 2002. – Т.5. - №3. – С. 9-16.

ЗАКОНОМЕРНОСТИ И МЕХАНИЗМ ЗНАКОПЕРЕМЕННОЙ ИНТЕНСИВНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ В СВИНЦОВЫХ ФОЛЬГАХ, ЗАКРЕПЛЕННЫХ НА ПРОЧНОЙ ПОДЛОЖКЕ Е.А.КОЗЛОВА1, Т.Ф.ЕЛСУКОВА2, Ю.Ф.ПОПКОВА1, Томский политехнический университет, Институт физики прочности и материаловедения СО РАН В настоящее время в области создания, исследования и практического ис пользования новых материалов большое внимание удаляется наноструктурным ма териалам, обладающим уникальными структурой и свойствами. Для получения на ноструктур в объемных металлических материалах широко используется интенсив ная пластическая деформация (ИПД), осуществляемая методами кручения под дав лением, равноканального углового прессования, глубокой прокатки и т.п. Однако при таких способах ИПД невозможно изучать характер поверхностного рельефа де формируемого материала в процессе его деформации на мезомасштабном уровне. В то же время, механизмы деформации мезомасштабного уровня играют определяю щую роль в современных высокопрочных материалах, особенно имеющих субмик рокристаллическую или нанокристаллическую структуру, в материалах с модифи цированным поверхностным слоем (покрытием) и вообще в сильнонеравновесных материалах.

В этой связи в настоящей работе ИПД осуществляли знакопеременным изги бом двухслойных образцов, полученных наклеиванием мягкой фольги на значи тельно более прочные массивные образцы. При этом в фольге удается получить сверхвысокие степени пластической деформации при упругой деформации подлож ки. Поскольку деформационный рельеф поверхности фольги при этом сохраняется, возможно исследование механизмов ее деформации на протяжении всего процесса нагружения.

Исследования выполнены в подходе физической мезомеханики, рассматри вающей деформируемое твердое тело как иерархически организованную много уровневую систему [1]. Ее пластическое течение и разрушение связаны с потерей сдвиговой устойчивости на разных структурно-масштабных уровнях. В работах ав торского коллектива [2, 3] выполнены исследования в многоуровневом подходе на фольгах алюминия, имеющего высокую сдвиговую устойчивость. Они показали не обходимость выявления роли уровня сдвиговой устойчивости материала в характере мезоскопической субструктуры, формирующейся при знакопеременной ИПД. Т.е.

необходимы были аналогичные исследования на сдвигонеустойчивом материале. В этой связи цель настоящей работы - исследование закономерностей и механизмов пластической деформации на мезомасштабных уровнях в свинцовых поликристал лических фольгах, закрепленных на более прочной подложке, при циклическом на гружении в условиях умеренных и сверхвысоких степеней их пластической дефор мации.

Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов В качестве материалов исследования использовали высокочистый свинец марки С000 в виде фольг, наклеенных на значительно более прочные массивные об разцы отожженного технического алюминия марки А7. Фольги готовили холодной прокаткой, отжигали при 1000С, 15минут, подвергали химической полировке и на клеивали на подложку из технического алюминия А7.

Испытания на усталость двухслойных образцов проводили знакопеременным изгибом при комнатной температуре в режиме многоцикловой усталости. Струк турные исследования выполняли методами оптической и растровой электронной микроскопии. Для выявления тонкой структуры поверхностного слоя использовали лазерную профилометрию.

Рассмотрим полученные результаты. Одной из важнейших задач физики пла стичности и прочности является выяснение физической природы пластического те чения и разрушения поликристаллов, являющихся основным конструкционным ма териалом. В физической мезомеханике базовым механизмом пластического течения является первичное скольжение по схеме Закса, которое сопровождается матери альным поворотом деформируемого кристалла. Все остальные известные механиз мы деформации классифицируются как аккомодационные поворотные моды. По этому настоящее исследование фактически сводилось к изучению характерных осо бенностей и закономерностей развития аккомодационных процессов.

Прежде, чем перейти к анализу результатов, полученных на фольгах высоко чистого свинца, отметим, что подобные исследования были проведены ранее на фольгах высокочистого алюминия в тех же условиях при умеренной и интенсивной пластической деформации [2, 3]. Аналогичные исследования свинцовых фольг имеют глубокий физический смысл. Как отмечалось выше, в основе циклической деформации и усталостного разрушения лежат характер и кинетика формирования мезоскопической субструктуры, которые, в свою очередь, во многом определяются сдвиговой устойчивостью кристаллической решетки деформируемого материала.

Свинец имеет много общего с алюминием: оба мономорфные, с одинаковой ГЦК кристаллической решеткой, высокопластичные металлы. В то же время, они суще ственно различаются величиной энергии дефекта упаковки (), определяющей сте пень сдвиговой устойчивости кристалла: для алюминия =250, для свинца – эрг/см2. Этот параметр является основополагающим в вопросах природы пластиче ского течения, т.к. в мезомеханике пластическая деформация рассматривается как локальная потеря сдвиговой устойчивости исходной кристаллической решетки в ре зультате локального структурно-фазового перехода. Поэтому представляется ис ключительно важным сравнить характер и кинетику формирования мезоскопиче ской субструктуры в этих поликристаллах при умеренной и интенсивной пластиче ской деформации в одних и тех же условиях нагружения.

Рассмотрим изменения в процессе нагружения поверхностного рельефа на лицевой поверхности свинцовой фольги, которая может пластически деформиро ваться в перпендикулярном к ней направлении. Структурные изменения на началь ной стадии знакопеременного изгиба (N=2103ц.) представлены на рис.1 при срав нительно небольшом (200-500) оптическом увеличении. В этих условиях явные сле ды сдвиговой дислокационной деформации наблюдаются лишь в отдельных по верхностных зернах поликристалла (зерно 1 на рис.1а). В то же время, при этом на блюдаются уже хорошо развитые механизмы деформации, связанные с границами зерен, вызванные сдвиговой деформацией на микромасштабном уровне. Это, преж де всего, наиболее эффективный аккомодационный механизм миграции границ зе рен на рис.1б и 1в, где представлены картины деформационного рельефа в зонах стыков зерен 1,2,3, порождающих наиболее мощные мезоконцентраторы напряже ний в нагруженном поликристалле. На рис.1а ярко проявилась экструзия всей при граничной зоны АВ со стороны зерна 2. Эти эффекты поворотного типа являются следствием зернограничного проскальзывания (ЗГП), которое в свинце при комнат ной температуре развивается весьма интенсивно [4]. Однако обнаружить его в дан ных условиях затруднительно, т.к. ЗГП при знакопеременном нагружении имеет также знакопеременный характер, как и вся полная деформация. А в целом все рас смотренные эффекты являются аккомодационными поворотными модами по отно шению к первичному одиночному скольжению, которое, безусловно, интенсивно реализовалось на микромасштабном уровне, но наблюдать его можно только при очень больших увеличениях методом электронной микроскопии напросвет.

а б D А 2 С В В А Рис.2 – Композит Pb/Аl. N=2х103ц, х200 DIC Рис.1 – Композит Pb/Аl. а) х200 DIC;

б)х200 DIC С повышением числа циклов нагружения в благоприятно ориентированных зернах уже наблюдается сильно локализованное скольжение (рис. 2) преимущест венно по одной системе плоскостей. Сильная локализация сдвига определяется зна копеременным характером деформации.

Первичное скольжение в зернах сопровождается формированием на их гра ницах моментных напряжений. Последние релаксируют развитием в объемах зерен и на их границах аккомодационных механизмов поворотного типа. На микромас штабном уровне деформации таким механизмом является формирование дислока ционной субструктуры, как результат выстраивания в стенки дислокаций, хаотиче ски расположенных в объеме зерен [5]. Фактически это процесс мелкомасштабной фрагментации.

На мезомасштабном уровне поворотные моменты на границах зерен, создан ные первичным скольжением в зернах свинцовой фольги, также релаксируют фраг ментацией объемов зерен, но уже крупномасштабной. Как правило, границы таких фрагментов зарождаются в стыках зерен, связанных с максимальной концентрацией напряжений. На рис.3а представлено зерно CABDК (2) после 6,5105 циклов нагру жения. Из его сравнения с рис.3б, где приведена исходная структура этого же места фольги, видно, что зерно 2 в процессе нагружения разделилось на ряд продольных фрагментов грубыми полосами (треками), исходящими из зоны стыка зерен В. Ана лиз изменения поверхностного рельефа этого места по мере роста числа циклов на гружения показал, что формирование указанных полос началось на ранних стадиях деформации и усиливается по мере роста ее степени. Очевидно такая, «веерная»

крупномасштабная фрагментация является эффективным способом релаксации мо ментных напряжений, сформировавшихся на границах зерен в результате однона правленной внутризеренной сдвиговой деформации.

Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов а б D В D К 3 В В А 2 С С В1 В А Рисунок 3 – Композит Pb/Аl. N=6,510 циклов, DIC: а)380, б) Наличие границ раздела в кристалле связано с различием его разориентации в участках по разные стороны данной границы, т.е. зона границы (трека) связана с кривизной. Это значит, что она находится в сильно неравновесном состоянии, т.к.

стабильный кристалл с трансляционной симметрией искривляться не может, он бу дет деформироваться, преимущественно, дислокациями.

При дальнейшем увеличении числа циклов нагружения (N105) сформирова лись ярко выраженные складки поверхностных слоев активных зерен (рис.4). Этот процесс является аккомодационным по отношению к процессу крупномасштабной фрагментации. Последняя связана с сильной кривизной материла в границах фраг ментов В1В, В2В и В3В, что существенно повышает внутреннюю энергию кристалла (стабильный кристалл искривляться не может). Диссипация этой энергии осуществ ляется развитием складчатой структуры (рис.4). Складки имеют вид закрученных спиралей, что свидетельствует об их недислокационной природе и соответствует теории [6]. Подобные «спиралевидные» полосы сформировались в большинстве зе рен свинцовой фольги при высокой степени знакопеременного изгиба.

Е 3 В А Рисунок 4 – Композит Pb/Аl. N=3,5105циклов, 400, DIC Методом лазерном профилометре показано, что материал в зоне складок рас слаивается на отдельные поперечные ламели. Отсюда следует, что экструдировать складку целиком невозможно энергетически. Она может формироваться только по следовательной экструзией отдельных мезообъемов (ламелей) в направлении max.

Таким образом, в развитие работ по изучению закономерностей и механизмов пла стической деформации на мезомасштабном уровне в поликристаллических алюми ниевых фольгах, жестко закрепленных на более прочной подложке, при знакопере менной ИПД, проведено подобное исследование на фольгах из свинца. Сравнитель ный анализ развития знакопеременной ИПД в сдвигонеустойчивом свинце и в алю минии, имеющем высокую сдвиговую устойчивость, показал, что характер и вклад аккомодационных поворотных механизмов в деформацию существенно зависят от степени сдвиговой устойчивости материала.

В сдвигоустойчивом алюминии при комнатной температуре нагружения про скальзывание по границам зерен отсутствует. Как следствие, материальные поворо ты одиночного скольжения в поверхностных зернах аккомодируются полностью в объёме зерен целым набором поворотных механизмов: развитием множественного скольжения, генерацией на противоположной границе зерна встречных сдвигов, возникновением локализованного мезовихря и т.п. Все это обеспечивает высокую циклическую долговечность поликристалла.

В свинце при знакопеременном изгибе в тех же условиях преимущественно развивается одиночное скольжение. Его материальный поворот аккомодируется зер нограничным проскальзыванием. Стесненность ЗГП обусловливает возникновение на границах зерен вторичных мезоконцентраторов напряжений. Они генерируют в объеме зерен мезополосы локализованной деформации, что приводит к крупномас штабной фрагментации зерен. Последняя, как процесс предразрушения, обеспечи вает поликристаллу низкую циклическую долговечность.


Другими словами, знакопеременная ИПД в свинце развивается на более вы соких масштабных уровнях с формированием концентраторов напряжений более высокой мощности. В свинце при знакопеременной ИПД реализуются опасные ме ханизмы деформации, связанные с сильной кривизной материла. Это крупномас штабная фрагментация, реализуемая зарождением в стыках зерен и развитием в объем зерна треков сильнонеравновесного материала, связанных с сильной его кри визной. Аккомодация этой кривизны реализуется формированием в зерне складча тых структур спиралевидной формы, состоящих из разориентированных участков (ламелей), т.е. также связанных с сильной кривизной. Всё это – предпосылки для низкой циклической долговечности поликристалла.

Список литературы 1. Физическая мезомеханика и компьютерное конструирование материалов: В 2-х томах // Под ред. Панина В.Е. - Новосибирск: Наука. – 1995.

2. Панин В.Е., Елсукова Т.Ф., Егорушкин В.Е., Ваулина О.Ю., Почивалов Ю.И.

Нелинейные волновые эффекты солитонов кривизны в поверхностных слоях поликристаллов высокочистого алюминия при интенсивной пластической деформации. Ч.I. Эксперимент //Физ. мезомех. – 2007. – Т.10. - №6. – С.21-32.

3. Панин В.Е., Елсукова Т.Ф., Ваулина О.Ю., Почивалов Ю.И. Нелинейные вол новые эффекты солитонов кривизны в поверхностных слоях поликристаллов высокочистого алюминия при интенсивной пластической деформации. Ч.II.

Роль граничных условий, интерфейсов и неравновесности деформированного состояния // Физ. мезомех. – 2008. – Т.11. - №5. – С.17-26.

4. Панин В.Е., Елсукова Т.Ф. Деформация и разрушение поликристаллов при знакопеременном нагружении как диссипативный процесс // Синергетика и усталостное разрушение металлов. – М.: «Наука». – 1989. – С.113-138.

Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов 5. Хоникомб Р. Пластическая деформация металлов. – М.: «Мир». – 1972. – 408 с.

6. Егорушкин В.Е. Динамика пластической деформации. Волны локализован ной пластической деформации в твердых телах // Физическая мезомеханика и компьютерное конструирование материалов. – 1995. – Т.1. – С.50-77.

ВЛИЯНИЕ ВСЕСТОРОННЕЙ ИЗОТЕРМИЧЕСКОЙ КОВКИ НА СТРУКТУРУ, МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ПРИ РАСТЯЖЕНИИ И ХАРАКТЕР РАЗРУШЕНИЯ СТАЛИ 12ГБА Л.В.ИВАНОВСКАЯ 1,2, Л.С.ДЕРЕВЯГИНА Томский политехнический университет, -Институт физики прочности и материаловедения СО РАН В последние годы наметились пути повышения свойств металлических мате риалов за счет формирования нано и субмикрокристаллических (СМК) структур ме тодами интенсивной пластической деформации (ИПД). Основные отличия данных структур от крупнокристаллических (КК) аналогов обусловлены уменьшением раз меров кристаллитов, увеличением объемной доли границ зерен и тройных стыков. В результате такой обработки понижается температура вязкохрупкого перехода и улучшаются механические свойства материалов.

Несмотря на большое число публикаций по тематике СМК материалов, низ колегированные стали, полученные методами ИПД, изучены недостаточно. Воз можности изменить структуру стали классическими методами, и получить, одно временно, высокие характеристики прочности и трещиностойкости исчерпаны. По этому систематические исследования о влиянии ИПД на структуру и на свойства низкоуглеродистых сталей актуальны. В связи с изложенным выше была поставлена следующая цель работы: исследовать материаловедческие основы повышения меха нических свойств и вязкости стали марки 12ГБА в СМК состоянии.

Материал и методы исследования Исследовали трубную сталь 12ГБА в СМК состоянии, полученную методом всесторонней изотермической ковки (ВИК). Ковку проводили на гидравлическом прессе в изотермических условиях при температурах 700С, 600С и 500С (темпе ратура бойков и заготовки). При каждой температуре проводили по 4 осадки по 40% со сменой осей деформации после каждой осадки. Размеры исходного образца 203040 мм. После последней осадки при 500С на 40% заготовки осадили по оси 0X (рис.2б) при температуре 450С в лепешку толщиной 7,5 мм. Структурно фазовое состояние стали изучали металлографическими методами с использованием оптического микроскопа марки «Zeiss Axiovert 25 и рентгенографически на дифрак тометре ДРОН–4М в CoK излучении. Травление проводили в пересыщенном рас творе пикриновой кислоты с добавлением поверхностно-активного вещества (ПАВ).

Параметр решетки a определяли, используя экстраполяционную функцию А.Тейлора и Р.В. Флойда в виде () = 0,5(cos 2 sin + cos 2 ) [1]. Уширение линий, блочность, микроискажения определяли методом аппроксимации [2] и Вильямсона Холла [3]. В методе аппроксимации для определения причины уширения сравнива ли отношение физичекого уширения двух линий с отношением tg2/tg1 и sec2/sec1. Если отношение 220/110 совпадает с отношением sec2/sec1,то, соглас но [2], уширение вызвано малыми размерами ОКР, если с отношением tg2/tg1 – то микродеформацией. Оценку плотности дислокаций по результатам метода Вильям (Dhkl b ), где сона-Холла проводили по формуле [4]: hkl = 2 3 hkl Dhkl hkl – усредненные по объему величины размеров областей когерентного рас сеяния и микронапряжений в направлении, перпендикулярном к плоскости (hkl), b вектор Бюргерса дислокации (для -железа b=0,248 нм) [5], а по результатам метода ( ) аппроксимации по формуле [2]: = f b 2 ctg 2 2 2, где – величина микроис кажений, b - вектор Бюргерса, для ОЦК материалов f = 4(1 2r ) 9, где ( )( ) r = h 2 k 2 + h 2l 2 + k 2l 2 h 2 + k 2 + l 2.

Образцы для механических испытаний в форме двойной лопатки с размерами рабочей части 1531мм (см. рис.1) вырезали методом электроэрозионной резки.

Схемы вырезки образцов приведены на рисунке 2а, б.

Рисунок 2 – Схе ма вырезки об разцов стали: а КК, б - СМК со стояния а б Рисунок 1 - Схема образца Испытания на растяжение при скорости движения захватов 0,0027 мм/сек проводили на установке ИМАШ 20–78, оснащенной оптико-телевизионным измери тельным комплексом ТOMSC. Характер разрушения анализировали с помощью рас трового электронного микроскопа SEM 515 марки «Philips» в широком диапазоне увеличений.

Результаты эксперимента Структура нормализованной стали 12ГБА в исходном КК состоянии, выяв ленная в ходе травления, слоистая ферритно-перлитная (рис.3а). Полосчатость, не устраненная при нагреве под закалку, может быть следствием кристаллизации и связанной с ней ликвацией элементов, и последующей прокатки стали. Размер про межутка между строчками перлита, усредненный по двум поверхностям, изменяется в пределах от 37 до 50 мкм. Средний размер d равноосных зерен феррита (коэффи циент неравноосности L/d=1,07), усредненный по всем поверхностям, равен 26 мкм, а перлита – 15 мкм.

Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов в б а Рисунок 3 – Структура стали 05Г2МФБ: а – исходное КК состояние, б – после закалки в масло, в – СМК состояние Структура закаленного образца более дисперсная и однородная (рис.3б). В соответсвии с термокинетической диаграммой для данной стали [6] при охлаждении из -области в масло, со скоростью ~50С, формируется преимущественно бейнит ная структура. Поскольку микротвердость закаленного образца составляет 1,55 ГПа, а это в 2 раза выше, чем в состоянии поставки (0,78ГПа), то можно предположить, что основной структурной составляющей стали после закалки в масло является бей нит.

Для формирования СМК структуры сталь 12ГБА в ферритно-перлитном КК состоянии подвергали ВИК. В СМК состоянии строчечная структура стали сохраня ется (рис.3в), однако в результате данной обработки она измельчается. Так, напри мер, на лицевой грани образцов типа VI расстояние между строчками перлита ~ мкм, а средний размер ферритных зерен, усредненный по трем поверхностям (X0Y, Z0X, Z0Y) равен 19 мкм, что на 27% меньше, чем КК состоянии поставки.

Рисунок 4 – Рентгенограммы стали 12ГБА: 1 - КК, 2 - СМК состояния Поскольку технология получения СМК структуры сопровождается диссипа тивными процессами, приводящими к повышению дефектности ее кристаллическо го строения, микроструктуру стали исследовали рентгеновским методом и сравни вали со структурой КК аналога. На рисунке 4 представлены рентгенограммы стали 12ГБА. Несмотря на то, что металлографически выявляются две фазы, дифракто граммы стали в КК и в СМК состояниях характеризуются набором максимумов ин тенсивности, свойственным -фазе железа. Однако их общий вид различается, о чем будет сказано ниже.

Измеренные рентгеновским методом параметры решетки а стали в состоянии поставки, после закалки в масло и в СМК состоянии, с учетом ошибки измерения, не отличаются от параметра а для чистого -Fe (а=2,8664 ) (см. таблицу 1). Это свидетельствует о том, что атомы углерода находятся не в твердом растворе ферри та, а в перлите или карбидах.

В стали в СМК состоянии, вследствие размытия пиков, перестают разре шаться дублеты, наблюдавшиеся в КК состоянии, происходит изменение интенсив ности и уширение дифракционных пиков. Усредненная по различным пикам доля Лоренцевой компоненты в функции Фойгта, описывающей форму профиля пиков, возрастает от 27 % в КК состоянии после отжига до 54 % в СМК состоянии (см.

таблицу 1). Таким образом, данные результаты рентгеновских исследований свиде тельствуют о формировании в СМК состоянии специфической дефектной структу ры.

Таблица 1 – Доля Лоренцевой компоненты и параметр решетки а для КК и СМК стали 12ГБА КК исх КК отж КК зак СМК типI СМК типV СМК типVI 0,43 0,27 0,62 0,51 0,48 0, a, 2,867±2Е-4 2,867±1,3Е-4 2,8669±8,8Е-5 2,8669±2,1Е-4 2,865±4Е-4 2,866±2Е- В таблице 2 приведены табличные значения отношений интенсивности и по лученные в работе для стали в состоянии поставки, после закалки, после отжига и в СМК состоянии для разных типов образцов.


Таблица 2 – Соотношение интенсивностей Брэгговских максимумов Плоскость Табл.значения КК исх КК отож КК зак СМК типI СМК типV 110 1,00 1,00 1,00 1,00 1,00 1, 200 0,15 0,13 0,12 0,08 0,23 0, 211 0,38 0,24 0,25 0,15 0,25 0, 220 0,10 0,08 0,09 0,04 0,04 0, 310 0,08 0,10 0,12 0,06 0,07 0, Видно, что соотношение интенсивностей Брэгговских максимумов не всегда совпадает с идеальным. Этот факт может свидетельствовать о наличии текстуры в стали (см. таблицу 2).

В таблице 3 приведены результаты расчета блочности, микроискажений и плотности дислокаций, найденные методами Вильямсона-Холла и аппроксимации.

Таблица 3 – Значения ОКР, микроискажений и плотности дислокаций, см-2 [4] Образец Метод Вильям- Метод аппроксимации сона-Холла, см- D, 220/ sec2/ tg2/ D, нм 110 sec1 tg1 нм 0,41*10-4 0,13* КК 423 2,1 1,905 3,37 2,01*10-4 2,13*109 3,6*10-4 4* СМК типI 132 3,113 1,6291 3, 1,663*10-4 0,79*109 6,636*10-4 2,5* СМК типV 293 3,711 1,6308 3, 2,84*10-4 5,2*109 7,694*10-4 3,9* СМК типVI 76 - - Размер блоков в КК состоянии поставки, рассчитанный разными методами равен D=317423 нм. Блочность стали в СМК состоянии (D=(132293 нм)) меньше, чем в КК состоянии, однако и она не вносит вклад в уширение, т.к. D100 нм. Лишь в образцах типа VI вклад в уширение дифракционных пиков может вносить блоч ность, поскольку D=76 нм. Размер блоков методом аппроксимации не определяется в силу того, что блочность велика. Величины микродеформаций, определенные разными методами имеют один порядок, однако в СМК состоянии превышает в Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов КК состоянии в 4-5 раз. Плотность дислокаций, найденная разными способами мо жет различаться на 4 порядка, поэтому для её более корректного определения необ ходимы другие методы, например, более локальный электронно-микроскопической метод.

Таким образом, применение указанных методов для определения размера ОКР и величин микродеформаций приводит к значительным различиям в получае мых результатах, что, по-видимому, связано с допущениями, заложенными в дан ные методы.

Диаграммы растяжения образцов стали 12ГБА в СМК состоянии (образцы типа I и II,III, IV, V и VI кривые 1, 2, 3, 4, 5,6 соответственно) в исходном КК со стоянии (кривая 7) и после закалки в масло (кривая 8) и представлены на рисунке 5.

В таблице 4 приведены сравнительные характеристики механических свойств стали 12ГБА в КК и СМК состояниях.

Таблица 4 – Механические свойства стали 12ГБА Состояние пр, МПа 0,2, МПа В, МПа до В,% 0,2/В КК 290 310 580 ~24 0, КК закал 440 570 830 8 0, СМК тип I 780 850 875 ~ 1,5 0, СМК тип II 700 810 865 ~1 0, СМК тип III 947 985 986 ~0,3 0, СМК тип IV 884 905 912 ~0,5 0, СМК тип V 735 840 900 1,25 0, СМК тип VI 775 860 885 ~1 0, Видно, что кривые существенно различаются как по форме, так и по величинам напряжения течения и пластичности. Диаграмма растяже ния материала в исходном КК состоянии име ет площадку текучести, обусловленную про хождением фронта Людерса (рис.5), и пла стичность ~25%, тогда как в СМК состоянии площадка текучести отсутствует. Из получен ных результатов видно, что диспергирование микроструктуры стали обеспечило более чем троекратное увеличение предела текучести и Рисунок 5 - Диаграммы растяже повышение предела прочности почти в полто ния образцов стали 12ГБА ра раза. Но, так как, для стали с СМК структу рой отношение 0,2/В 0,94-0,99, то сталь в этом состоянии проявляет наибольшую склонность к локализации, вследствие чего её пластичность значительно снижена по сравнению с КК состоянием. Значительно различаются (~ 18%) напряжения течения образцов с СМК структурой в зависимо сти от схемы их вырезки.

Вследствие того, что воздействие ИПД приводит к увеличению прочности стали, сближению значений 0,2 и В, и следовательно повышению склонности к ло кализации деформации, её характер разрушения может измениться.

Излом стали в КК исходном состоянии линзовидный. Поверхность излома матовая, неоднородно-волокнистая, зонный характер разрушения не фиксируется (рис.6 а). Поскольку структура КК стали марки 12ГБА в состоянии поставки слои стая, представляющая собой ряды перлита в ферритной матрице, то наблюдаемые на фрактограммах вытянутые вдоль длинной грани излома – впадины, могут свиде тельствовать о разрушении по межфазным границам перлит - феррит. Микромеха низм разрушения вязкий. Для данного образца характерно наличие большого коли чества ямок, размером ~ 20 мкм. В ямках часто наблюдали частицы округлой формы размером ~ 5 мкм. Из этого факта следует, что микромеханизм разрушения осуще ствляется путем торможения дислокаций на частицах.

Напротив, фрактограмму закаленной стали (рис.6 б) характеризует четкий зонный характер. Центральная зона – ортогональна оси растяжения, перифериче ская наклонена под углом 45 к оси растяжения. На первой стадии разрушение про исходит отрывом в условиях объемно-напряженного состояния в центральном объ еме шейки. Об этом свидетельствуют обнаруженные в этой зоне ямки, размером 3 10 мкм, что ~ в 2 раза меньше, чем в стали в состоянии поставки. По мере развития внутренней трещины и утонения образца реализуются условия перехода к плоско напряженному состоянию. Вторая стадия разрушения происходит путем соскальзы вания одной части образца относительно другой его части с формированием по верхности среза, о чем свидетельствуют области с вытянутыми ямками. Наличие зон отрыва и среза свидетельствует о квазихрупком характере разрушения закален ных образцов. Таким образом, закалка стали в КК состоянии увеличивает ее склон ность к геометрической хрупкости.

а б в г Рисунок 6 – Картины поверхностей разрушения образцов стали 12ГБА:

а – в КК состоянии поставки, б – после закалки в масло, в – СМК типа I, г – СМК типа II На рисунке 6 в представлена картина поверхности разрушения СМК стали 12ГБА образца типа I. Четкий зонный характер разрушения, подобный тому, что на блюдали в закаленном образце КК стали на фрактограмме не обнаружен. Макро Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов ориентация траектории на лицевой поверхности образца почти ортогональна оси растяжения, а на боковой – ориентирована под 45 к оси растяжения. На фрактогра фической картине излома крупные микронеоднородности наблюдаются в центре образца. Именно здесь начинается его разрушение и далее происходит поперечный срез вдоль полосы локализованной деформации. Наличие ступенек и вырывов, по видимому, также свидетельствует о неоднородности структуры, выявленной в ходе металлографических исследований исходного структурно-фазового состояния.

Микромеханизм разрушения вязкий, о чем свидетельствуют ямки, размером ~ мкм, что ещё меньше, чем в стали в состоянии поставки и после закалки.

Разрушение образцов СМК стали типа II также происходит поперечным сре зом (рис. 6 г) вдоль локализованной макрополосы, ослабленной деформацией. Но излом образцов этого типа характеризуется наличием крупных горбов и впадин, обусловленных макрослоистостью структуры. Обычно наличие вырывов связывают с неоднородностью состава материала. Можно предположить, что разрушение на мезоуровне происходит вдоль межфазных границ включение-матрица (см. рис. 3б), расположенных параллельно длинной стороне излома. Микромеханизмы разруше ния стали, во всех исследованных состояниях, вязкие, связанные с торможением дислокаций на частицах, зарождением пор, их ростом и слиянием.

Из результатов проделанной работы можно сделать вывод. Для того чтобы избежать вредное влияние строчечной структуры на механические свойства и ха рактер разрушения стали ИПД обработку следует применять к стали в бейнитном состоянии. Данное состояние характеризуется большей дисперсностью и однород ностью структуры.

Список литературы 1. Новиков И.И., Строганов Г.Б., Новиков А.И. Металловедение, термообработ ка и рентгенография. М.: МИСИС, 1994. – 480с.

2. Горелик С.С., Скаков Ю.А., Расторгуев Л.Н. Рентгенографический и элек тронно-оптический анализ. Учеб. Пособие для вузов. – 3-е изд. доп. и пере раб. - М.: МИСИС, 1994. – 328 с.

3. Валиев Р.З., Александров И.В. Наноструктурные материалы, полученные ин тенсивной пластической деформацией. – М.: Логос, 2000. – 272 с.

4. Астафурова Е.Г., Добаткин С.В., Найденкин Е.В., Шагалина С.В., Захарова Г.Г., Иванов Ю.В. Структурные и фазовые превращения в наноструктурной стали 10Г2ФТ в ходе холодной деформации кручением под давлением и по следующего нагрева // Российские нанотехнологии. - 2009. - том 4. - №1-2. С. 162-173.

5. Савицкая Л.К. Рентгеноструктурный анализ: Курс лекций. Часть 2. Томск:

Изд-во Том. ун-та, 1990. – 157с.

6. Матросов М.Ю., Эфрон Л.И., Кичкина А.А., Лясоцкий И.В. Исследование микроструктуры микролегированной ниобием трубной стали после различ ных режимов контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением // Ми ТОМ. - 2008. - №3. – С. 44-49.

ВЛИЯНИЕ «ЖЕСТКОСТИ» НАПРЯЖЕННОГО СОСТОЯНИЯ НА МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА И ХАРАКТЕР РАЗРУШЕНИЯ СТАЛИ 30ХГСА О.М. ВОРОБЬЕВА Томский политехнический университет Для конструкционных сталей важно сочетание высоких прочностных свойств и трещиностойкости (вязкости материала). Еще до нагружения в материале присут ствуют трещиноподобные дефекты в виде инородных включений, газовой пористо сти и других несплошностей. Трещины могут возникать при сварке, в зонах терми ческого влияния, вследствие усталости и коррозии. Поскольку, наличие концентра торов напряжения в сталях неизбежно, то чувствительность к концентратору на пряжения является важной характеристикой их работоспособности.

О величине трещиностойкости судят по показателю критического значения коэффициента интенсивности напряжений К1с. Данная величина определяется в са мых «жестких» условиях напряженного состояния, которые реализуются в крупно габаритных образцах с надрезами и усталостными трещинами. Для образцов мень ших размеров «жесткие» условия напряженного состояния достигаются при испы тании образцов с надрезами. Варьируя геометрические параметры надрезов и образ цов можно изменить «жесткость» напряженного состояния и тем самым проследить её влияние на механизмы и стадийность процесса разрушения.

В связи с выше сказанным целью настоящей работы является исследовать влияние «жесткости» напряженного состояния на механические свойства, стадий ность и микромеханизм разрушения стали 30ХГСА в разном структурно-фазовом состоянии.

Материал и методы исследования Исследовали механические свойства конструкционной стали 30ХГСА в трех состояниях: в исходном состоянии, в состоянии закаленном 1 раз и 5 раз, при вариа ции «жесткости» напряженного состояния. Однородные образцы в форме двойной лопатки с размерами рабочей части 1731мм и с надрезами на боковых гранях вы резали методом электроэрозионной резки. Испытания на растяжение при скорости движения захватов 0,0027 мм/сек проводили на установке ИМАШ 20–78. Структур но-фазовое состояние стали изучали с использованием оптического микроскопа марки «Zeiss Axiovert 25». Макро и микро рельеф изломов исследовали с помощью растрового электронного микроскопа SEM 515 «Philips» в широком диапазоне уве личений.

Результаты испытаний Механические свойства образцов стали 30ХГСА в исходном состоянии и по сле термообработок, испытанных в различных условиях «жесткости» напряженного состояния приведены в таблице 1. Показатель «жесткости» оценивали по величине коэффициента концентрации напряжений k (k = 2h/), поскольку известно [1], что напряжение в области трещины (мах) можно рассчитать по формуле:

мах = 0 (1+2 h/) 2 0h/ 0k (1) где 0 – прикладываемое напряжение, h – высота надреза, – радиус закруг ления. Следовательно, напряжение в области надреза пропорционально величине k.

Чем больше k, тем более «жесткое» напряжение реализуется в вершине надреза.

Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов Таблица 1 - Механические свойства образцов стали 30ХГСА вн/в пр,МПа в,МПа пол,% n Состояние образца Образцы в исходном состоянии 1 Однородный 630 960 9.5 — 2 надрез с k=2,83 760 930 3 0, 3 надрез с k=4 710 840 1.5 0, Образцы закаленные 1 раз в масло 880°С 4 Однородный — 1025 1660 7, 1, 5 надрез с k=2,83 1470 1710 1, Образцы закаленные 5 раз в масло 880°С — 6 Однородный 2235 2980 6, 7 надрез с k=2,88 1270 1550 2,8 0, 8 надрез с k=3,44 1205 1535 2,2 0, 9 надрез с k=4,12 1200 1410 1,7 0, Из табличных данных следует, что у образцов с надрезами в исходном со стоянии (табл.1, n1-3) предел прочности снижается с увеличением показателя k. Так при k=2,83 предел прочности вн уменьшился на 3.2%, а при k=4 на 12,6%. Это оз начает, что данная сталь в исходном состоянии становиться чувствительной к над резу, с увеличением «жесткости» напряженного состояния.

С ростом «жесткости» напряженного состояния значительно уменьшается пластичность образцов, по сравнению с однородным. Для образца с k=2,83 пластич ность уменьшилась на 68.4%, а для образца с k=4 на 84.2%. Это связанно с умень шением деформируемого объема в образцах с надрезами. Таким образом, надрез оказывает охрупчивающее влияние, что проявляется в уменьшении пластичности и прочности образцов.

У образцов с надрезами с малой величиной k после однократной закалки (табл.1, n4,5) выраженной чувствительности к надрезу не наблюдается. Это следует из того, что предел прочности надрезанного образца (вн=1710МРа) не уменьшился, по сравнению с пределом прочности образца без надреза (вн =1660МРа). Однако, на пластичные свойства ужесточение напряженного состояния сказывается одина ково как для образцов в исходном состоянии так и для образцов закаленных 1 раз, а именно, пластичность образцов с надрезом также уменьшается (на 74%).

После пятикратной закалки образцы стали 30ХГСА (табл.1, n6-9), проявляют значительную чувствительность к надрезу. Так, например, отношение вн/в для об разцов с надрезами, для которых k меняется от 2,88 до 4,12 изменяется соответст венно от 0,52 до 0,47. Также как и в выше рассмотренных случаях с ростом «жест кости» напряженного состояния пластичность уменьшается. Пластичность образца с k=2.88 уменьшилась на 56%, образца с k=3,44 на 65%, образца с k=4,12 на 73%.

Таким образом, с ростом предела пропорциональности чувствительность об разцов стали 30ХГСА к надрезу увеличивается, что не противоречит литературным данным.

«Жесткость» напряженного состояния влияет на процесс формирования зон локализованного течения в вершине надреза. Одной из характеристик пластичных зон является полярный угол Ф, соответствующий наибольшему расстоянию от вер шины трещины до границы пластической зоны. На рисунке 1 представлены метал лографические картины деформационного рельефа образцов стали 30ХГСА в ис ходном состоянии.

Рисунок 1 - Деформационный рельеф образцов стали 30ХГСА в исходном состоянии (а-k=2,83, б-k=4) Для образца с коэффициентом концентрации напряжения k=2.83, угол Ф=47°С, а для образца с k=4, угол Ф=38°С. Следовательно, чем больше «жесткость»

напряженного состояния, тем меньше угол Ф, под которым развиваются зоны пла стичности. Полученная зависимость угла Ф от показателя k согласуется с теорети ческими расчетами, представленными в работе [2].

Значения угла Ф для образцов с надрезами после пятикратной закалки пред ставлены в таблице 2.

Таблица 2 – Значения угла Ф для образцов с надрезами стали 30ХГСА закаленных 5 раз Образец Угол надрез с k=2,88 Ф = 37° надрез с k=3,44 Ф = 36° надрез с k=4,12 Ф = 33° Угол Ф, незначительно, но уменьшается с увеличением «жесткости» напря женного состояния k. Следовательно, и в этом случае наблюдаемый характер изме нения угла Ф от «жесткости» соответствует тому, что было предсказано в работе [2].

Таким образом, такой параметр как угол Ф можно рассматривать как некий индикатор «жесткости» напряженного состояния. Чем меньше данный угол, тем «жестче» напряженное состояние. Естественно, что сравнение «жесткости» напря женного состояния по углу Ф следует проводить для образцов с одинаковым струк турно-фазовым составом испытанных при одинаковых внешних условиях (Т, Vдеф.).

Наблюдаемые в окрестности надреза зоны пластичности затрагивают более глубокие слои материала и несут ценную информацию о кинетике и микромеханиз мах разрушения. Поэтому, несомненно, что обнаруженные различия зон должны проявляться и в особенностях характера их разрушения.

На рисунке 2 представлены фрактограммы поверхностей излома образцов стали 30ХГСА в исходном состоянии с надрезами с k=2,83и с k=4.

Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов а б Рисунок 2 - Фрактографические картины разрушеных образцов стали 30ХГСА в исходном состоянии с надрезами (а – k=2,83, б – k=4) Микромеханизм разрушения образца стали 30ХГСА с надрезом с k=2, (рис.2,а). приемущественно вязкий. Элементами вязкого разрушения на поверхности излома являются ямки, которые занимают большую площадь поверхности. На изломе наблюдаются и элементы хрупкого разрушения - цепочки микротрещин и фасетки с ручьистым узором, но доля их несущественна.

В образце с надрезом с k=4 (рис.2,б) выявляется зонный характер топографи ческой картины излома, что свидетельствует о стадийности процесса разрушения.

Возле надрезов видны нечетко выраженные зоны треугольной формы с ямочным вязким микромеханизмом разрушения, что свидетельствует о зарождении трещины у вершин надреза. В остальной части излома наблюдается хрупкий микромеханизм разрушения, признаками которого являются фасетки скола с ручьистым узором.

Следовательно, ужесточение напряженного состояния привело к смене микромеха низма разрушения. Преимущественно вязкий ямочный микромеханизм разрушения в образце стали 30ХГСА с надрезом с малой величиной k, в образце с надрезом с k=4 переходит в типичный хрупкий внутризеренный механизм с образованием фа сеток скола.

Поверхности изломов образцов, закаленных 5 раз представлены на рисунке 3.

На картинках изломов четко выделяются две зоны: первая зона расположена у осно вания надреза и имеет форму клина (рис.3, области 1), острие которого направлено в противоположную сторону от надреза. Основание этого клина не достигает поверх ности лицевых граней образца, то есть трещина, зародившись от надреза, туннели рует в объем образца, не выходя на его поверхность. Четко выраженный двухзон ный характер поверхности разрушения свидетельствует о двухстадийности процес са разрушения. На первой стадии, у основания надреза, разрушение происходит от рывом в условиях объемно-напряженного состояния. На второй стадии (рис.3, об ласти 2) разрушение происходит путем соскальзывания одной части образца отно сительно другой его части с формированием поверхности среза.

а б Рисунок 3 - Фрактографические картины разрушеных образцов стали 30ХГСА с надрезами (а – k=3,44, б – k=4,12) У образца закаленного 5 раз с надрезом с k=3,44 (рис.3,а) вся поверхность излома ямочная. Около надреза, ямки более глубокие их размер 2-4мкм, что свиде тельствуют о медленной скорости развития трещины, в области 1. В области 2, за пределами надреза ямки мелкие (0,5-2мкм), - свидетельство быстрой скорости раз вития трещины.

С увеличением «жесткости» напряженного состояния образца закаленного раз (k=4,12) (рис.3,6) на поверхности излома, наряду с ямками наблюдаются микро трещины и гладкие области скола. При разрушении образца в более «жестких» ус ловиях растяжения увеличивается область отрыва (область 1). Так для образца с k=3,44 отношение области площади отрыва ко всей площади излома S/S0 равняется 0,146, а для образца с k=4,12 S/S0 =0,216.

Список литературы 1. Мороз Л.С. Механика и физика деформаций и разрушения материалов. – Л.:



Pages:     | 1 || 3 | 4 |   ...   | 10 |
 





 
© 2013 www.libed.ru - «Бесплатная библиотека научно-практических конференций»

Материалы этого сайта размещены для ознакомления, все права принадлежат их авторам.
Если Вы не согласны с тем, что Ваш материал размещён на этом сайте, пожалуйста, напишите нам, мы в течении 1-2 рабочих дней удалим его.