WWW.DISSERS.RU

БЕСПЛАТНАЯ ЭЛЕКТРОННАЯ БИБЛИОТЕКА

загрузка...
   Добро пожаловать!

Pages:     | 1 || 3 |

(a)hkl = 2 aо ост. Khkl (6) Совместное решение уравнения (6) для любой пары рефлексов (h1k1l1) и (h2k2l2), имеющих различные значения Кhkl, позволяет найти величину остаточных напряжений:

ah k1l1 ah k2l1 (2/1)ост.= (7) 2(ah k2l2 Kh k1l1 ah k1l1 Kh k2l2 ) 2 1 1 Зная величину остаточных напряжений, можно вычислить также значение параметра решетки (a0) за вычетом вклада упругих напряжений:

a0= аhkl / (1 +2 Khkl) (8) Для ГП кристаллов, которые имеют два параметра решетки «с» и «а» соотношение (6) несколько видоизменяется:

dh k1l1 k21dh k2l1 (2/1)ОСТ= (9) 2(dh k2l2 Kh k1l1 dh k1l1 Kh k2l2 ) 2 1 1 где: dh k1l1, dh k2l2 - экспериментально измеренные значения межплоскостных 1 расстояний для пары рефлексов (h1k1l1) и (h2k2l2), имеющих различные значения Кhkl;

0 k21= dh k1l1 / dh k2l2 - отношение межплоскостных расстояний в отсутствии напряжений 1 (рассчитывается из квадратичной формы для ГП решетки после подстановки отношения с/a для каждого металла).

В третьей части рассмотрена методика корректировки результатов измерения рентгеновским методом распределения остаточных напряжений по глубине изделия с учетом их релаксации при удалении поверхностных слоев. Результативность методики продемонстрирована на примере сплавов на основе алюминия Д16, 1420 и 1424 после дробеструйной обработки.

На рис.1 приведено распределение измеренных значений остаточных напряжений после дробеструйной обработки, которое характеризуется наличием максимума сжимающих напряжений (~250 МПа) на расстоянии 0,1T от поверхности.

x y 150 y -50 -x ---0,0 0,2 0,4 0,6 0,8 1,Расстояние от обработанной поверхности, t/T Рис. 1. Распределение измеренных значений остаточных напряжений по толщине пластины, обработанной дробеструйным формованием Кроме значений напряжений, полученных для поверхностных слоев (1 и 11) все остальные величины отражают суммарный эффект от напряжений, вызванных упруго-пластической деформацией при дробеструйной обработке, а также от напряжений, вызванных процессом релаксацией при удалении поверхностных слоев с помощью травления.

Для корректировки эффекта релаксации напряжений, связанного с удалением поверхностных слоев, можно использовать подходы, хорошо развитые для механических методов, несколько видоизмененные с учетом того, что в последних Остаточные напряжения, МПа фиксируется изменение прогиба в результате удаления слоев, а в случае рентгеновского метода - измеренные до и после удаления слоя компоненты тензора напряжений. На рис.2 представлена схема, демонстрирующая релаксацию напряжений в результате удаления поверхностного слоя.

Рис. 2. Схема расчета эффекта удаления поверхностных слоев на величину остаточных напряжений Если в поверхностном слое присутствуют остаточные напряжения, например растягивающие, то они воздействуют на остальное сечение образца своими осевыми и изгибающими компонентами (1и М1 на рис.2а), которые уравновешиваются осевыми напряжениями и моментами противоположного знака в оставшемся сечении образца. Поэтому удаление слоя приводит к изменению распределения напряжений в оставшейся части. При стравливании слоя толщиной «a» (см. рис.2д) величины «релаксированных» напряжений находят суммированием по всем удаленным предыдущим слоям.

Если удаляемый слой толщиной х находится на глубине «х» (0 x a), то имеющиеся в этом слое остаточные напряжения уравновешиваются осевыми и изгибающими напряжениями в оставшейся части полосы толщиной h-х. Суммарное изменение напряжений при удалении слоя можно представить как сумму осевых и изгибающих напряжений:

хх'x'' (10) Напряжение в удаленном слое толщиной «а» можно получить суммированием по всем последовательно удаленным слоям (хi):

аа'а''= {xi [(i-1 + i)/2] [1/(h-xi) + 3(h-xi+xi)/(h-a)2]} (11) Тогда величина напряжения в слое, находящемся на расстоянии «а» от поверхности, определяется соотношением:

а=а(изм.)- а=а(изм.)- {xi [(i-1 + i)/2] [1/(h-xi) + 3(h-xi+xi)/(h-a)2]} (12) Для каждого этапа суммирования, соответствующего удалению последовательных слоев (xi), величина i = a на последнем шаге (хi=а) определяется из уравнения:

а(изм.)- i= x1 [(0 + 1)/2] [1/(h-x1) + 3(h-x1+x1)/(h-a)2] +....... + xi-1 [(i-2 + i-1)/2] [1/(h-xi-1) + 3(h-xi-1xi-1) / (h-a)2] + xi [(i-1 + i)/2 ] [1/(h-xi) + 3(h-xixi)/(h-a)2] (13) Распределение скорректированных значений остаточных напряжений по сечению листа представлено на рис. 3 Средние сечения образца характеризуются наличием растягивающих остаточных напряжений, величина которых достигает МПа. Важно отметить, что удаление поверхностного слоя толщиной 0,085-0,16 T после дробеструйной обработки приводит к увеличению сжимающих напряжений на 50-100 МПа на новой поверхности после стравливания. Возможно, что увеличение усталостной долговечности в результате дробеструйной обработки является следствием того, что усталостная трещина, проникая в подповерхностные слои приводит к нарушению сплошности и разгрузке в зоне трещины, при этом происходит повышение интенсивности сжимающих напряжений, препятствующих ее дальнейшему распространению. Торможение трещины происходит тем эффективнее, чем выше интегральная интенсивность сжимающих напряжений на пути трещины.

x y 200 y -x ----0,0 0,2 0,4 0,6 0,8 1,Расстояние от обработанной поверхности, t/T Рис. 3. Распределение остаточных напряжений по толщине пластины, обработанной дробеструйным формованием: значения остаточных напряжений, скорректированы на эффект последовательного стравливания слоев в соответствии с уравнением (13) Глава IV. РАЗРАБОТКА И ПРИМЕНЕНИЕ МЕТОДА КОЛИЧЕСТВЕННОГО ФАЗОВОГО АНАЛИЗА ДЛЯ ИССЛЕДОВАНИЯ И КОНТРОЛЯ СТРУКТУРНОГО СОСТОЯНИЯ (+) ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ В настоящей главе разработан метод количественного фазового анализа применительно к двухфазным титановым сплавам (ВТ6, ВТ20, Grade 9, Grade9M, ВТ23 и VST5553), основанный на определении параметров решетки. Показано применение метода для количественного анализа структурного состояния промышленных поковок из сплава VST5553 после деформации и термической обработки.

Количественный фазовый анализ может быть реализован на основании измерения параметров решетки - и -твердого раствора. Такая возможность основана на том, что легирующие элементы, по разному влияют на параметры Остаточные напряжения, МПа решетки - и -фаз, и зная коэффициент распределения этих легирующих элементов по обеим фазам, можно оценить их соотношение. Фазовый состав титановых сплавов определяли на основе следующих соотношений:

a= ao + X a + X a + …….. X a Al Zr Mo X X X Al Zr Mo a= ao + X a + X a + …….. X a (14) Al Zr Mo X X X Al Zr Mo a с= co + X c + X c + …….. X c Al Zr Mo X X X Al Zr Mo где: o=3,283, ao=2,9504, сo= 4,6863 – параметры решетки - и - фаз X, i ( ) a X - массовый % i-го элемента в - и -фазах соответственно; - изменение i X i параметра решетки «а» ( )- фаз i-го легирующего элемента, рассчитанное на c массовый процент этого элемента, /мас.%; - изменение параметра решетки X i «с» - фазы i-го легирующего элемента, рассчитанное на 1 массовый процент этого элемента, /мас.%.

Уравнение (15) основано на двух допущениях. Вклад каждого компонента (Х) в параметр решетки многокомпонентной системы соответствует изменению параметра решетки в двойной системе Ti-X, т.е. подчиняется правилу аддитивности.

Во-вторых, принято, что величина параметра решетки от состава изменяется линейно, т.е. подчиняется закону Вегарда.

Используя очевидные равенства:

W+W=100;

W X + W X =100 X i i i где: W - масс. % -фазы; W - масс. % фазы -фазы X – концентрация i-го элемента i в сплаве и обозначив, X / X = ki /, получим:

i i X = 100 X ki / [W ( ki / -1)+100]-i i X =100 X [W ( ki / -1)+100]-1 (15) i i Подставим значения X и X из (15) в (14) получим уравнения, связывающие i i значения параметров решетки - и - фаз титана с фазовым составом:

n a= ao + 100 a { X ki / [W( ki / -1)+100]-1} i X i in a= ao + 100 a { X [W( ki / -1)+100]-1} (16) i X i in с= co + 100 c { X [W( ki / -1)+100]-1} i X i iПараметр решетки «с» -фазы практически не меняется при изменении фазового состава, т.е при изменении концентрации легирующих элементов в фазах.

Параметр решетки «а» -фазы изменяется с составом более существенно, чем «с», но все таки значительно слабее, чем параметр решетки - фазы. Кроме того, величина параметра решетки «а» -фазы почти не меняется с изменением коэффициента распределения по сравнению с параметром решетки - фазы (рис. 4).

В целом это делает единственной эффективной характеристикой для оценки фазового состава период решетки - фазы, однако при этом необходимо знать величину коэффициента распределения, поскольку без этой информации ошибка в определении фазового состава будет значительной. В литературе данные о величинах коэффициентов распределения для сплавов титана практически отсутствуют. Поэтому данная методика может быть использована для получения информации на эту тему для промышленных сплавов титана. Для этого необходимо сопоставить результаты определения фазового состава двумя методами, по параметру решетки - фазы и по интенсивностям рефлексов.

С учетом неравномерности распада зерен разных ориентировок использовали усреднение параметров решетки с весовым фактором, пропорциональным полюсной плотности соответствующего рефлекса:

aср.=(ahklPhkl)/Phkl (17) 3,3,3,kV=3,3,3,3,3,kV=3,3,3,3,3,kV=3,3,0 2 4 6 8 10 12 14 16 18 W, % Рис. 4. Зависимости периодов решетки -фазы сплава Grade9 от количества фазы в сплаве для kV / =3, 5 и 10; kAl/ =0,1 для всех случаев В партии из трех промышленных штамповок, полученных на «ВСПМО», одна штамповка показала значение относительного удлинения ниже, чем минимально допустимая величина (4%) – табл. 1. Анализ распределения фазового состава по сечению штамповок после деформации и обработки на твердый раствор показал, что штамповка №1 (с пониженной пластичностью) характеризуется более низким количеством -фазы (W= 65%) и более высоким коэффициентом распределения ( ki / =7,2) по сравнению с остальными двумя штамповками (W= 83 и 84%; ki / =5 и 2 соответственно для штамповок №2 и №3), табл.1. Коэффициенты распределения для всех -легирующих элементов (V, Mo, Cr, Fe) приняты одинаковыми. В дальнейшем можно определить значения коэффициентов для каждого элемента на основании экспериментов на двойных системах.

Таблица 1 - Фазовый состав, коэффициент распределения -легирующих элементов и пластичность для партии штамповок из сплава VST№ штамповки ki / W,% ср., % 1 65 7,2 2,2 84 4,6 5,3 83 1,9 5, a, ангстрем Механические свойства, включая пластичность, определяли после старения при 6300C, 8 час. Однако наибольшие различия в характеристиках фазового состава и коэффициентов распределения обнаружены после проведения обработки на твердый раствор.

Глава 5. КОЛИЧЕСТВЕННЫЕ МЕТОДЫ ОПИСАНИЯ ТЕКСТУРЫ И АНИЗОТРОПИИ СВОЙСТВ СПЛАВОВ НА ОСНОВЕ ТИТАНА И МАГНИЯ В этой главе рассмотрены вопросы, связанные с различными методами представления результатов текстурных исследований, которые наиболее эффективно могут быть использованы для расчетов и интерпретации анизотропии механических свойств текстурированных поликристаллических материалов с ГП решеткой.

Трубы из титановых сплавов обладают обусловленной кристаллографической текстурой выраженной анизотропией механических свойств, что оказывает существенное влияние на их эксплуатационные свойства. Текстура труб отличается более широким диапазоном вариацией по сравнению с листовыми полуфабрикатам, а также более сложным характером корреляций с деформационными характеристиками. Поэтому для количественного описания текстуры титановых труб используют коэффициенты Кернса (f-параметры), которые широко применялись в этих же целях для труб из сплавов циркония. Однако f-параметры, как это будет показано ниже, можно использовать также для листовых полуфабрикатов.

Для вычисления f-параметров необходимо иметь полную прямую полюсную фигуру для плоскости базиса, из которой вычисляют коэффициенты fR(Т,L). Сумма этих трех коэффициентов равна единице. Эти же величины можно получить из трех обратных полюсных фигур для каждого из трех ортогональных направлений:

fR= (PhklRcos2) fT= (PhklTcos2) (18) fL=(PhklLcos2) где: PhklL, PhklT, PhklR – полюсные плотности для нормалей к (hkl) на полюсных фигурах для направлений L, T и R соответственно; – угол между нормалью к (hkl) и осью «с» ГП решетки титана. В этом случае сумма коэффициентов немного отличается от единицы, что связано с тем, что они получены из трех независимых полюсных фигур, которые не точно соответствуют условиям ортогональности, хотя бы в силу неоднородности текстуры по сечению трубы. Можно получить нормированные значения f, сумма которых будет равна единице:

fL'=fL/(fL+fR+fT); fT'=fT/(fL+fR+fT); fR'=fR/(fL+fR+fT) (19) Коэффициенты Кернса имеют достаточно ясную физическую интерпретацию.

Для кристаллов с ГП решеткой физические свойства, описываемые тензором второго ранга. например, коэффициент температурного расширения, имеют следующую зависимость от ориентации ( – угол с осью «с»):

= а+( с - а)cos2 (20) где: а, с – коэффициенты температурного расширения по оси «а» и «с», соответственно.

Таким образом, соотношения (18) соответствуют представлению ориентационной зависимости прочностных свойств ГП металлов с помощью тензора второго ранга:

= а+(с - а)cos2 (21) где:, с – пределы текучести по оси «а» и «с», соответственно.

При этом для ГП металлов и сплавов, для которых первичной системой является призматическое скольжение (сплавы на основе титана, циркония) и соответственно с>а суммирование ведется по квадратам косинусов углов с осью «с» (18). Для сплавов, для которых первичной системой является базисное скольжение (сплавы магния), суммирование производится по тем же соотношениям (18), только косинусы заменяются на синусы.

Представление прочностных свойств в виде тензора второго ранга является слишком грубым приближением и требует серьезного экспериментального обоснования. С физической точки зрения представление текстуры с помощью факторов Шмида или обратных факторам Шмида величинам (факторам Тейлора М) для наиболее легко активируемых в титановых и магниевых сплавах систем сдвига, призматического и базисного скольжения, соответственно.

Pages:     | 1 || 3 |






© 2011 www.dissers.ru - «Бесплатная электронная библиотека»