WWW.DISSERS.RU

БЕСПЛАТНАЯ ЭЛЕКТРОННАЯ БИБЛИОТЕКА

   Добро пожаловать!


 

На правах рукописи

Башков Олег Викторович

АНАЛИЗ ЭВОЛЮЦИИ ДЕФЕКТНОЙ СТРУКТУРЫ ПОЛИКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ МАТЕРИАЛОВ НА РАЗЛИЧНЫХ СТАДИЯХ НАГРУЖЕНИЯ МЕТОДОМ АКУСТИЧЕСКОЙ ЭМИССИИ

Специальность 05.16.09 - Материаловедение (машиностроение)

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени

доктора технических наук

Комсомольск - на - Амуре

2011

Работа выполнена в федеральном государственном бюджетном образовательном учреждении высшего профессионального образования  "Комсомольский - на - Амуре государственный технический университет" (ФГБОУ ВПО "КнАГТУ")

Научный консультант:                доктор технических наук,

профессор Семашко Николай Александрович

Официальные оппоненты:        доктор технических наук,

профессор Ботвина Людмила Рафаиловна

доктор технических наук,

профессор Никулин Сергей Анатольевич,

Заслуженный работник высшего профессионального образования РФ

доктор технических наук,

профессор Ри Хосен, Заслуженный деятель науки РФ

Ведущая организация:                Институт физики прочности и

материаловедения СО РАН, г. Томск

Защита состоится «23 » декабря 2011г. в 12.00 на заседании диссертационного совета ДМ 212.092.01 в Комсомольском – на - Амуре государственном техническом университете по адресу: 681013, г. Комсомольск – на - Амуре, ул. Ленина, 27, корп. 3, ауд. 201. Факс:(4217)540887. E-mail: mdsov@knastu.ru.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Комсомольского – на– Амуре государственного технического университета.

Автореферат разослан « » ___________ 2011 г.

Ученый секретарь диссертационного совета

кандидат технических наук, доцент                                                Пронин А.И.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ



Актуальность работы. Структура материалов при нагружении может быть представлена как сложная система, обладающая свойствами нелинейности, неравновесности и необратимости. Главный интерес исследователей в настоящее время направлен на изучение дефектов структуры любого объекта, определяющих его основные эксплуатационные характеристики.

Главная парадигма современного материаловедения «от дефектов структуры материала – к его свойствам» приобрела новое содержание благодаря рассмотрению иерархии структур и созданию моделей пластической деформации и разрушения на микро-, мезо- и макроструктурных уровнях. Экспериментальные и теоретические исследования мезоскопических структурных уровней деформации привели к созданию качественно новой методологии описания деформируемого твердого тела как многоуровневой самоорганизующиеся системы. В связи с этим школой под руководством академика Панина В.Е. на протяжении более 20 лет развивается направление в механике твердого деформируемого тела – физическая мезомеханика. В его основу легли разработка и описание иерархии структурных уровней деформации твердых тел.

Исследования многостадийности деформации и накопления повреждений металлических материалов представляют интерес как для решения теоретических, так и прикладных проблем материаловедения. С позиций фундаментального рассмотрения такие исследования дают информацию о механизме деградации структуры на ранних стадиях деформационного процесса, а с позиций решения прикладных проблем позволяют разработать новые подходы к прогнозированию несущей способности, выявлению текущего механического состояния материала конструкций. Первым известным фактором, определяющим деформационное поведение и свойства материала, является его состав и тип кристаллической решетки. Для для чистых ГЦК кристаллов с выраженной площадкой текучести сначала Дж. Беллом в 1955 г. был выявлен трехстадийный, позднее Н.А. Коневой в 1984 г. четырехстадийный характер кривой течения, характерной для гетерогенно-пластического поведения материалов. Вторым немаловажным фактором является первичное структурное состояние материала, предшествующее деформации. Если свойства и поведение идеальных кристаллов достаточно хорошо изучены и теоретически описаны, то поведение поликристаллов в различном структурном состоянии на сегодняшний день требует все более глубокого изучения и переосмысления.

Структурное состояние материала при прочих равных условиях зачастую может оказаться наиболее важным фактором, влияющим на свойства, и долговечность материала. Если деформационное поведение материала на макроуровне можно описать на основе кривых «напряжение-деформация», то эволюцию дефектной структуры на микроуровне наиболее эффективно можно описать по ее изменению. Выбор метода исследования в этом случае является достаточно важным.

Исследованию механизмов и особенностей деформации материалов посвящено много работ и применяется множество методик, основанных на различных физических принципах. В основу каждого метода заложено какое-либо физическое явление или эффект. Современное многообразие методов позволяет сделать выбор того или иного метода исходя из поставленных задач. Несомненно, наиболее простой в интерпретации, наглядный и активно используемый – это метод прямого визуального наблюдения за исследуемым деформируемым материалом. Однако, данный метод позволяет судить о процессах, происходящих в структуре материала, в основном, по результатам исследования поверхности. Метод АЭ является одним из наиболее информативных методов анализа структурных изменений на микроуровне структурно однородных и неоднородных материалов в реальном времени. Данный метод регистрации упругих волн при деформации твердых тел, известен с середины XX века благодаря работам Кайзера, Скофилда, Данегана, Поллока и др. Многие зарубежные страны (США, Япония, Англия, Франция, Германия) в 60-70-х годах ХХ века проявили большую активность в развитии метода АЭ как метода неразрушающего контроля материалов и конструкций. В СССР наибольшая активность исследований в области АЭ применительно к задачам неразрушающего контроля и технической диагностики качества материалов и изделий пришлась на 70-80-е годы ХХ века благодаря работам таких ученых как А.Е. Андрейкив, В.Н. Белов, В.С. Бойко, Л.Р. Ботвина, В.А. Грешников, О.В. Гусев, Ю.Б. Дробот, В.И. Иванов, Н.В. Лысак, Г.Б. Муравин, Н.В. Новиков, Н.А. Семашко, А.Н. Серьезнов, В.М. Финкель и др. Вместе с тем, интерпретация результатов проводимых исследований сдерживалась отставанием в развитии технических средств для регистрации и обработки сигналов АЭ. Метод АЭ является одним из немногих методов, позволяющих в реальном времени проводить исследование кинетики объемной структурной перестройки на различных стадиях деформации материалов.

Актуальность применения метода акустической эмиссии для описания стадийности процессов деформации материалов вызвана, в том числе, развитием новой теории структурных уровней деформации твердых тел и необходимостью поиска новых методов ее экспериментального подтверждения для различных материалов и условий нагружения. Проведение данных исследований потребовало разработки новых программных и аппаратных средств, а также алгоритмов и методов регистрации и обработки сигналов АЭ. Новые методики исследования должны основываться на результатах анализа известных и вновь получаемых данных. Комплексное применение известных и разрабатываемых методов, в том числе совмещение метода АЭ и оптико-телевизионного метода оценки деформации, позволяет раскрыть взаимосвязь структурных переходов в объеме материала на микроуровне со структурными переходами на мезо- и макроуровнях, получаемых по изображениям поверхности деформируемого материала, а также данным тензометрии.

Особая актуальность проводимых исследований заключается в описании стадийности АЭ на различных структурных уровнях деформации в целях прогнозирования наступления стадии предразрушения. При этом переход материала при испытании или эксплуатации на стадию предразрушения должен быть рассмотрен в условиях статических и циклических нагрузок. Одним из важных критериев, используемых при прогнозировании, является идентификация дефектов структуры, развивающихся при деформировании. Большие перспективы развития метода АЭ при этом связаны с техническими достижениями и возможностями в области применения ЭВМ для накопления и обработки больших объемов цифровой информации, получаемой при регистрации сигналов АЭ.

Для выявления структурных переходов и описания стадий деформации на основе данных, получаемых от комплексного использования АЭ и оптико-телевизионного метода, необходимо проведение системного исследования широкого спектра материалов (титановые, алюминиевые сплавы, сплавы железа) с различными видами объемной и поверхностной обработки и их общая систематизация.

Целью работы является разработка комбинированного метода исследования, контроля и прогнозирования структурного состояния поликристаллических материалов в условиях различных схем нагружения на основе установления связи между эволюцией дефектной структуры и кинетикой накопления повреждений, регистрируемых методом АЭ на различных стадиях пластической деформации и разрушения.

Актуальность работы подтверждается выполнением научно-исследовательских работ в рамках единого заказ-наряда, Региональной научно-технической программы решения комплексных проблем Дальнего Востока «Дальний Восток России».

В работе поставлены следующие задачи:

  • разработать критерии идентификации источников сигналов АЭ, выявить наиболее информативные параметры АЭ и на их основе установить закономерности развития пластической деформации и разрушения металлических материалов с кристаллическими решетками ОЦК, ГЦК и ГПУ на различных стадиях;
  • разработать методику, алгоритм и программное обеспечение для регистрации, обработки, анализа и идентификации сигналов АЭ и методику комбинированного применения акустико-эмиссионного, оптико-телевизионного и тензометрического методов для исследования структурного состояния и эволюции накопления повреждений образцов конструкционных материалов и изделий из них;
  • установить связь между стадиями деформации и разрушения при статическом растяжении и циклическом изгибе образцов конструкционных материалов, выявленными на основании данных тензометрии, оптических изображений деформируемой поверхности, металлографии и АЭ, структурным состоянием и механическими свойствами материалов;
  • выявить особенности влияния покрытий и концентраторов напряжений в виде надрезов на регистрируемые параметры АЭ при одноосном статическом растяжении конструкционных материалов;
  • с применением метода АЭ выявить влияние обработки поверхности на особенности накопления повреждений и развития усталостных трещин при знакопеременном циклическом изгибе образцов конструкционных материалов и разработать критерии прогнозирования долговечности;
  • провести исследование образцов конструкционных материалов в состоянии поставки, с термической, химикотермической, поверхностной электроэрозионной обработкой, выявить закономерности и стадии деформации и разрушения в условиях приложения статических и циклических нагрузок с комплексным применением АЭ и оптико-телевизионного методов.

Научная новизна работы состоит в следующем:

  • разработана методика идентификации типов источников на основании нового параметра АЭ (частотного коэффициента Kf) и критерии классификации сигналов АЭ; при этом источники АЭ классифицированы как излучаемые при пластической деформации скольжением, двойникованием, образовании микро- и макротрещин;
  • на основании активности АЭ выявлено и теоретически обосновано наличие стадий деформации и разрушения металлических материалов при статическом растяжении:
    • микротекучести – с высокой активностью АЭ, вызванной высокой скоростью роста напряжений;
    • начала пластической деформации – с характерным снижением активности АЭ в связи со снижением скорости роста напряжений;
    • упрочнения – с низкой активностью сигналов АЭ в связи с повышением плотности дислокаций и снижением энергии излучения АЭ;
    • текучести или легкого скольжения – с высокой степенью активности сигналов АЭ дислокационного типа, связанной с генерацией и движением дислокаций;
    • прерывистой текучести, сопровождающейся периодическими излучениями сигналов АЭ дислокационного типа с низкой амплитудой;
    • локализации деформации – с отсутствием регистрации АЭ у пластичных материалов, с наличием активности АЭ в титановых сплавах;
  • установлено, что при увеличении скорости истинной деформации активность АЭ увеличивается;
  • установлено, что повышение активности АЭ дислокационного типа на стадии упрочнения материалов с наличием объемно распределенных упрочняющих фаз связано с генерацией дислокаций при образовании дислокационных петель на частицах дисперсной фазы и повышении плотности дислокаций, приводящих к упрочнению материала;
  • установлена связь между скоростью деформации и активностью развития дефектов и генерируемых ими сигналов АЭ;
  • выявлено повышение активности сигналов АЭ, вызванное повышением активности дислокаций при проявлении эффекта прерывистой текучести Портевена-Ле Шателье, возникшее за счет повышения деформирующего напряжения и последующего нарушения сдвиговой устойчивости деформируемого сплава АМг6АМ;
  • выявлено влияние температуры отпуска закаленной стали 45 на изменение суммарной АЭ и энергии АЭ, вызванное изменением тетрагональности решетки мартенсита и образованием карбидных частиц;
  • установлена связь между степенью чувствительности к концентрации напряжений, удельной энергией сигналов АЭ и характером интегрального накопления АЭ.
  • выявлена и качественно описана связь между стадиями деформации материалов с упрочняющими покрытиями различной толщины и активностью различных типов источников АЭ на различных стадия, установлено выявлено влияние толщины упрочняющих покрытий на интегральные параметры АЭ;
  • показана связь между шероховатостью поверхности, образованной в результате электроэрозионного воздействия, стадиями накопления повреждений и усталостного разрушения образцов при знакопеременном циклическом изгибе и параметрами регистрируемых сигналов АЭ.

Практическая значимость работы:

  • разработан и изготовлен четырехканальный лабораторный комплекс для регистрации сигналов АЭ; разработана методика борьбы с шумами при исследовании материалов с применением АЭ в условиях одноосного статического растяжения и циклических знакопеременных нагрузок;
  • разработаны алгоритмы и программное обеспечение для регистрации, обработки и проведения комплексного анализа на основе методов цифровой обработки сигналов АЭ, классификации сигналов АЭ по типам источников излучения;
  • разработана, изготовлена и экспериментально протестирована уникальная установка с низким уровнем акустических шумов, передаваемых в приемник АЭ сигналов, для исследования материалов с применением АЭ в условиях циклических знакопеременных изгибающих нагрузок;
  • получены и систематизированы результаты экспериментальных исследований стадий деформации и разрушения широкого круга конструкционных материалов (стали, титановые, алюминиевые сплавы) при различных схемах нагружения;
  • сформулированные критерии идентификации источников сигналов АЭ и прогнозирования долговечности могут быть использованы при неразрушающем контроле материалов, изделий и конструкций;
  • разработана методика определения местоположения источников АЭ с использованием одного приемника.
  • разработаны алгоритмы выявления полезных сигналов АЭ, излучаемых развивающимися дефектами при деформации материалов, на фоне шумов и помех не акустического происхождения;

Реализация работы

Исследования проводились в рамках Госбюджетной тематики по единому заказ-наряду и Региональной научно-технической программы решения комплексных проблем развития Дальнего Востока «Дальний Восток России». Результаты работы были использованы при идентификации разрушения в процессе испытания валков раздачи слябов на ОАО «Амурметалл», аппаратно-программный комплекс использовался при проведении совместных научных исследований с Институтом физики прочности и материаловедения СО РАН (г. Томск), в диагностической организации ООО «РЦДИС» для проведения пневматических испытаний при проведении технического диагностирования сосудов, работающих под давлением. Автор диссертации выражает глубокую признательность и благодарность доктору технических наук С.В. Панину за помощь, оказанную при постановке экспериментов и обсуждении полученных результатов. Разработанное в процессе исследований оборудование, методики и результаты исследования внедрены и активно используются в научно-исследовательской работе и учебном процессе для преподавания специальных дисциплин студентам специальности «Материаловедение в машиностроении» и для подготовки аспирантов специальности «Материаловедение (машиностроение)».

Апробация работы

Основные результаты диссертационной работы обсуждались на 28 международных, всероссийских и региональных конференциях, симпозиумах, совещаниях и семинарах: 3-е Собрание металловедов России, г. Рязань, 1996 г; Международная научно-техническая конференция «Проблемы механики сплошной среды», Комсомольск - на - Амуре, 1997 г.; Международная конференция «Синергетика. Самоорганизующиеся процессы в системах и технологиях», Комсомольск-на-Амуре, 1998 г.; 15-я Российская научно-техническая конференция «Неразрушающий контроль и диагностика», Москва, 1999 г.; V&VIII Russian – Chinese International Symposium «Advanced Materials and Processes», Baikalsk, 1999 г., г. Гуангжоу, Китай, 2005 г.; International Workshop «Mesomechnics: foundations and applications», Tomsk, 2001, 2003 гг.; 9-й международный семинар – выставка «Современные методы и средства неразрушающего контроля и технической диагностики», г. Ялта, 2001 г.; Международный междисциплинарный симпозиум «Фракталы и прикладная синергетика (ФиПС-01, 03)», г. Москва, 2001, 2003 г.; Международная конференция «Физическая мезомеханика, компьютерное конструирование и разработка новых материалов (Mesomech-2004, 2006, 2009)», г. Томск, 2004, 2006, 2009 гг.; V Всероссийская школа-семинар «Новые материалы. Создание, структура, свойства-2005», г. Томск, 2005 г.; Первая международная конференция «Деформация и разрушение материалов (DFM-2006)», г. Москва, 2006 г.; Всероссийская научно-техническая конференция «Новые технологии и материалы. Инновации и инвестиции в промышленности Дальнего Востока», г. Комсомольск-на-Амуре, 2007 г.; IV Научно-практическая конференция молодых ученых и специалистов «Исследования и перспективные разработки в авиационной промышленности», г. Москва, 2007 г.; Joint China-Russia Symposium on Advanced Materials and Processing Technology г. Хабаровск, 2007 г., Harbin, 2008 г., China; IV-я Евразийская научно-практическая конференция прочность неоднородных структур, г. Москва, 2008 г.; The 51 and 53 Acoustic Emission Working Group Annual Meeting and International Symposium on Acoustic Emission (AEWG and ISAE-2008, AEWG-2011), Memphis-2008 г., Denver-2011 г., USA; The 19 and 20 International Acoustic Emission Symposium (IAES-2008, IAES-2011), Kyoto-2008 г., Kumamoto-2010 г., Japan,; 12 Российская конференция по теплофизическим свойствам веществ, Москва, 2008 г; 9-я Международная специализированная выставка и конференция NDT, г. Москва 2010 г.; World Conference on Acoustic Emission 2011 (WCAE-2011), Beijing, 2011 г., China.

Основные результаты работы изложены в 19 статьях в рецензируемых журналах, рекомендуемых ВАК для публикации основных результатов диссертаций на соискание ученой степени доктора наук, 2 патентах на изобретения, 4 свидетельствах о регистрации компьютерных программ.

Структура и объем работы

Диссертация состоит из введения, 6 глав, общих результатов и выводов по работе, списка использованной литературы, приложений. Диссертация изложена на 315 страницах машинописного текста, содержит 118 рисунков, 15 таблиц, список использованной литературы из 230 наименований.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении содержится обоснование актуальности выбранной темы исследований, сформулирована цель, отмечены научная новизна и практическая значимость работы.

В первой главе приведен обзор литературных данных и научных достижений в области исследования деформации и разрушения материалов. Рассмотрено состояние вопроса по изучению деформации как многоуровневого процесса. Приведен обзор и сравнительный анализ методов исследования деформации и разрушения материалов, описаны возможность и преимущества использования метода акустической эмиссии применительно к теме работы. Рассмотрены теоретические аспекты АЭ, сопровождающей процессы пластической деформации и трещинообразования. Представлены результаты экспериментальных работ в области исследования материалов в условиях воздействия статических и циклических нагрузок.

Стадийность деформации по виду диаграммы на макроуровне рассматривалась ранее многими авторами. Р.В. Херцберг провел классификацию кривых «напряжение-деформация» для различных металлов и сплавов и выделил характерные типы зависимостей =f(): тип I – упруго-пластическое поведение с площадкой течения и последующим упрочнением, тип II – упруго-пластическое поведение с упрочнением без площадки течения, тип III – упругое гетерогенно-пластическое поведение с наличием «пилообразного» участка кривой на параболическом участке упрочнения (рис. 1).

Рис. 1 Графики зависимостей «напряжение-деформация» =f() и «упрочнение-деформация» d/d=f() для: а) упруго-пластическое поведение с площадкой течения и последующим упрочнением (тип I), б) упруго-пластическое поведение с упрочнением без площадки течения (тип II), в) упругое гетерогенно-пластическое поведение с наличием «пилообразного» участка (тип III).

Введение Дж. Беллом коэффициента деформационного упрочнения позволило ему на зависимости деформационного упрочнения d/d=f() участка кривой течения ГЦК кристаллов выделить три, а позднее Н.А. Коневой – четыре стадии. На кривых деформационного упрочнения общем виде c характером поведения, соответствующем типу I можно выделить 6 стадий, типу II – 4 стадии и типу III – 5 стадий.

Первые две стадии одинаковые для всех типов кривых: I – упругости, II – начало пластической деформации. Последующие стадии различны: стадии легкого скольжения и линейного деформационного упрочнения (стадии III и IV соответственно на рис. 1, а) отмечены для кривых с типом поведения I. Деформационное упрочнение, убывающее с малой квазипостоянной скоростью, также присутствует в каждом из типов деформации (стадия V для типа I и стадия III для типов II и III). Стадия  П – переходная для типа деформации I. Стадия IV для типа деформационного поведения III, проявляющаяся в локальных пластических сдвигах при деформации, получила название эффекта Портевена–Ле Шателье.

Изучение физических явлений, происходящих в материалах при циклическом воздействии переменных нагрузок, представляет собой трудоемкий процесс. Это связано с необходимостью остановки эксперимента в различные моменты времени без возможности их продолжения для проведения аналитических исследований. В.С. Ивановой и В.Ф. Терентьевым в 1975 г. по результатам многочисленных экспериментальных данных было представлено описание стадийности накопления усталости на основании обобщенной диаграммы усталости, разработанной В.С. Ивановой в 1963 г. Схема диаграммы включает четыре периода усталости, выделенные на основании исследований о накоплении повреждаемости в материалах (рис. 2).

Рис. 2 Схема диаграммы усталости [11]:

Nк – критическое число циклов,

Nw – базовое число циклов,

к – критическое напряжение усталости,

и – напряжение текущего испытания,

w – предел усталости,

т.ц. – циклический предел текучести

Информация, которая может быть получена из кривых течения и деформационного упрочнения для статического нагружения и кривой усталости для циклического нагружения, дает представление лишь о макропроявлениях различных механизмов деформации и разрушения. Проводимый в процессе исследования и наиболее активно применяемый на сегодняшний день микроструктурный и фрактографический анализ позволяет получить результирующую информацию о структурном состоянии в локальных местах материала уже после испытаний. Однако, кинетика структурных изменений на микроуровне и ее влияние на механические и эксплуатационные свойства материалов в процессе механического воздействия, остается за рамками рассмотрения. Метод АЭ позволяет регистрировать кинетику структурных изменений и эволюцию дефектов и использовать полученную информацию при анализе механизмов деформации и разрушения материалов на различных структурных уровнях.

Исследованием акустической эмиссии при пластической деформации металлов и сплавов занимались многие российские и зарубежные ученые. В.П. Ченцовым, Ю.И. Фадеевым, О.А. Бартеневым были рассмотрены вопросы экспериментального определения основных механических характеристик прочности. Зарубежные исследования механизмов пластического течения наиболее ярко представлены работами Поллока, Харриса из компании Физикал Акустик Корпорейшн (PAC, США), проводимых под руководством Гарольда Данегана. Однако, их работы максимально были сконцентрированы на практическом приложении достижений АЭ для диагностики технического состояния устройств и конструкций. Из зарубежных работ в области использования АЭ для исследования механизмов пластической деформации и кинетики разрушения можно выделить работы японских ученых. Ё. Накамура и К. Вич впервые применили амплитудное распределение сигналов АЭ для разделения источников АЭ на излучаемые при хрупком разрушении и пластической деформации. Канджи Оно (Токийский университет) с группой исследователей изучал особенности проявления АЭ при пластической деформации чистых металлов и сплавов с целью установления механизмов, порождающих АЭ излучение, и выявления их связи со структурой и свойствами материалов. Большие достижения в области разделения типов источников при исследовании пластического течения и развития трещин в конструкционных материалах были достигнуты Г.Б. Муравиным, Л.М. Лезвинской в результате использования частотно-энергетического анализа сигналов АЭ. В результате многолетней работы в области применения АЭ для исследования механизмов деформации и разрушения материалов, было установлено, что метод АЭ может быть активно использован во многих областях структурного анализа материалов, технического состояния конструкций и прогнозирования разрушения технических устройств. Однако, отсутствуют обобщенные данные, позволяющие системно описать механизмы влияния структуры на проявление АЭ для различных материалов в зависимости от типа решетки и структурного состояния. На основании проведенного анализа в конце главы сформулированы цель и задачи исследования.





Во второй главе обоснован выбор материалов для исследования, описаны используемые в работе оборудование и экспериментальные методики.

Для реализации поставленной в работе цели и сформулированных задач проводились исследования при одновременном комплексном использовании методов тензометрии, оптического метода построения карт деформации поверхности на базе испытательной машины ИМАШ 2078, оптико-телевизионного комплекса TOMSC и метода акустической эмиссии. Тензометрический метод выбран как базовый для получения первичной информации о типе поведения материалов при деформации, выявления стадий и их гарниц. Оптико-телевизионный метод использовался совместно с методом АЭ как корреляционный для выявления связи между количественными характеристиками деформации, рассчитанными на основании корреляции цифровых изображений поверхности деформируемого материала и эволюцией дефектной структуры, выявленной на основании данных АЭ.

В основе выбора сплавов лежала задача оценить влияние структурного состояния и условий деформации на особенности накопления повреждений по регистрируемой АЭ и установить их связь с эволюцией дефектов структуры и механическими свойствами металлических материалов. Выбор позволил охватить группы конструкционных материалов, широко используемых в машиностроении и авиационной промышленности. Для проведения исследований были подобраны сплавы с различными типами кристаллической решетки (ОЦК, ГЦК, ГПУ), образцы подвергнуты различным видам объемной термической и поверхностной химико-термической обработки. Исследования проводились на следующих широко используемых и распространенных конструкционных материалах:

  1. сплавы на основе железа – стали: 20, 45, 12Х18Н10Т, 30ХГСА (ОЦК);
  2. алюминиевые сплавы: Д16АТ, АМГ6АМ (ГЦК);
  3. титановые сплавы: ОТ4, ВТ20 (ГПУ).

Кроме того, для получения отдельных промежуточных результатов и отработки новых методик были проведены исследования накопления повреждений при деформации таких материалов как: олово, свинец, сплавы на их основе, сталь 3сп, армко-железо, медь, цирконий, молибден, вольфрам, никель, титановые сплавы: ВТ1-0, ВТ3-1, алюминиевые сплавы: Д16, В95, неметаллы (тефлон, оргстекло, полиуретан, полиэтилен), композиционные материалы на металлической и неметаллической основах.

С целью установления связи между структурой, механическими свойствами, полученными при термической обработке, и акустической эмиссией при деформации проведены исследования конструкционных материалов с различными видами термической обработки: нормализация (сталь 20, 45, 30ХГСА, 12Х18Н10Т), закалка и естественное старение (Д16АТ), отжиг (сталь 45, АМг6АМ, ОТ4, ВТ20), различная степень отпуска (сталь 45). Проводились исследования материалов с нанесенными различными способами упрочняющими покрытиями: покрытие, полученное путем ионного газового азотирования (12Х18Н10Т), поверхностное упрочнение, полученное путем поверхностной лазерной закалки (сталь 45). Влияние концентрации напряжений исследовалось при испытании на растяжение образцов с поверхностным надрезом. Для исследования влияния структуры поверхности на изменение стадийности деформации и характера АЭ при циклических испытаниях, формировался профиль шероховатой поверхности посредством электроэрозионной обработки с различной энергией электрических импульсов.

В работе проводились следующие виды механических испытаний: испытание на одноосное растяжение, испытание на циклическую выносливость. Испытания на одноосное растяжение проводились на испытательной машине INSTRON-5582 и нагружающих устройствах установок для исследования образцов в вакууме или среде инертного газа АЛАТОО, ИМАШ-2075 и ИМАШ-2078. Испытания на циклическую выносливость проводили на уникальной, разработанной в КнАГТУ, установке с пониженным уровнем акустических шумов, предназначенной для циклических испытаний на изгиб образцов с защемленным концом.

Для испытаний на растяжение изготавливались плоские образцы с размером рабочей части 2242 мм3 с площадками по краям для захватов испытательной машины и установки датчиков АЭ (пьезоэлектрических преобразователей (ПЭП)). Рабочая часть образцов для циклических испытаний по методике изгиба с защемленным концом имела форму балки равного сопротивления нагрузке: плоские, толщиной рабочей части 2 мм в форме равнобедренного треугольника. Такая форма образцов выбрана с целью создания в равноудаленных от средней плоскости слоях образцов равных напряжений и установления равновероятной возможности разрушения по всей длине рабочей части образца.

В работе использовались следующие инструментальные методы исследования стадийности деформации и разрушения материалов: тензометрический метод построения диаграмм нагружения и графиков деформационного упрочнения, оптический метод регистрации изображений поверхности материалов в процессе деформации, метод металлографического анализа, акустико-эмиссионный метод. Построение диаграммы нагружения и деформационного упрочнения осуществлялось: для испытаний на универсальной машине INSTRON-5582 на основе цифровых данных, поступающих на ЭВМ от испытательной машины; для испытаний на ИМАШ-2075, ИМАШ-2078 на основе оцифрованных данных, изначально полученных при регистрации на самописце. Оптические изображения полированной и деформируемой в процессе механического нагружения поверхности материалов регистрировались с помощью оптико-телевизионного измерительного комплекса «TOMSC». Металлографический анализ и фотографирование микроструктур осуществлялось на микроскопе Микро-200, Neophot-2 с помощью программы регистрации и анализа изображений Image-Pro Plus 5.1. Регистрация и обработка данных АЭ проводились с помощью разработанных в КнАГТУ аппаратно-программных многоканальных акустико-эмиссионных комплексов «AE-Recorder», «AE-Pro 2.0». Измерения твердости проводились на твердомере Роквелла, микротвердости – на микротвердомере ПМТ-3. Для экспериментального моделирования процесса распространения акустических волн в материалах использовалось следующее оборудование: преобразователь формирователь акустического поля (ПФАП), генератор сигналов специальной формы Г6-28, генератор радиочастотный АНР-4080 (КНР), генератор импульсов Г5-60, осциллограф цифровой АСК-2205 (КНР), осциллограф аналоговый С1-83.

Азотирование поверхности образцов осуществлялось в печи с ионным азотированием в аммиачной среде. Термическая закалка поверхностного слоя образцов стали 45 производилась в процессе их автоматизированной вырезки по контуру на лазерной установке Bistronic.

В третьей главе представлены результаты работ по разработке методов, а также аппаратных и программных средств для регистрации, обработки и анализа сигналов АЭ.

Для проведения исследований был специально разработан универсальный программно-аппаратный акустико-эмиссионный комплекс, который включает: ЭВМ с установленной в нее платой аналого-цифрового преобразователя (АЦП) PCI-9812 фирмы AdLink, комплекта усилителей и ПЭП, источника питания усилителей, программное обеспечение (ПО) Acoustic Emission Pro v2.0. Программные продукты зарегистрированы в реестре программ для ЭВМ (№№ 2000611310, 2003610509, 2007610113, 2011611696).

Основными функциями комплекса являются: регистрация и визуализация основных параметров АЭ (интегральное накопление суммарной АЭ N, активность АЭ dN/dt, амплитуда U, энергия Е, амплитудное и энергетическое распределения сигналов АЭ) в реальном времени в течение всего времени эксперимента. В работе комплекса реализована функция локации сигналов АЭ, основными функциями которой являются: фактическое определение местоположения источников АЭ, селекция ложных срабатываний или излучений сигналов АЭ не с зоны рабочей части образца.

В работе отработана методика анализа совокупности параметров сигналов АЭ непосредственно в процессе проведения эксперимента. Разработано программное обеспечение в среде Matlab для первичной и постобработки сигналов АЭ. Проведено экспериментальное моделирование распространения акустических волн с характеристиками регистрируемых сигналов АЭ. Для этого с помощью генератора импульсов расчетным и экспериментальным путем подбирались параметры возбуждающих электрических сигналов, инициирующих соответствующие различным типам сигналов АЭ механические колебания. Установлено, что на формирование сигнала АЭ оказывают влияние такие параметры источника деформации как энергия, выделяющаяся при деформации, и величина локальной деформации объема материала. Величина и скорость деформации косвенно связаны с энергией и частотой упругой акустической волны, возникающей в процессе деформации: энергия акустической волны Eак.=A··S·L·V2, частота f=B·V2/(cl,t·L) [3], где A и B – коэффициенты пропорциональности, – плотность материала среды, S – площадь образующейся поверхности дефекта, L – его характерный размер или перемещение, V – скорость движения дефекта, cl,t – групповая скорость акустической волны в материале. С другой стороны энергия электрического сигнала равна

,

где u(t) – мгновенное текущее значение электрического сигнала на выходе АЭ аппаратуры, действующего на протяжении времени tc, Z – электрический импеданс цепи АЭ аппаратуры.

Если принять для упрощения расчетов Z=1 при постоянных электрических параметрах АЭ аппаратуры в рамках серии экспериментальных исследований, то энергия оцифрованного электрического сигнала будет равна

,

где fд – частота дискретизации АЦП, n = tс·fд – число дискретных отсчетов измерения мгновенного значения ui сигнала АЭ.

Численная характеристика частоты сигналов АЭ была получена с использованием вейвлет преобразования, так как сигналы АЭ априори являются стохастическими. Локализованный во времени вейвлет-спектр более точно описывает трансформацию спектра в процессе распространения сигнала АЭ в материале в сравнении со спектром Фурье. Для дальнейшего анализа был разработан количественный параметр, названный частотным коэффициентом Kf, рассчитываемый по формулам:

,

где stdFQj – среднеквадратическое отклонение j-го коэффициента вейвлет-разложения сигнала АЭ, n – число отсчетов дискретизации сигнала АЭ, m – число коэффициентов вейвлет-разложения, xji – численное значение i-го отсчета j-го вейвлет-коэффициента,  - среднее значение ряда из n отсчетов j-го вейвлет-коэффициента.

Физический смысл частотного коэффициента Kf можно определить как вклад частотных компонент спектра в сигнал АЭ в целом. Для выделения полезных сигналов, регистрируемых при деформации образца, и их селекции от шумовых источников и источников, находящихся за пределами рабочей части образца разработаны алгоритмы и программное обеспечение по локации источников АЭ с учетом удлинения образца и трансформации акустических волн в материале в процессе испытаний. Алгоритмы используют вейвлет разложение сигналов АЭ и основаны на анализе задержки распространения отдельных частотных компонент относительно других. С использованием вейвлет анализа также разработана методика определения местоположения источников АЭ с использованием одного приемника, которая позволяет проводить локацию источников АЭ в местах, где отсутствует возможность установки ПЭП, в частности при циклических испытаниях с жестко закрепленным одним из концов образца (патент № 2425362, зарегистрирован 27.06.2011).

В четвертой главе представлены результаты исследований, полученные на основе разработанных методик, по классификации и идентификации типов источников АЭ.

Классификация типов источников АЭ проводилась с целью получения и использования параметров АЭ для описания и идентификации физических процессов и механизмов, преобладающих на различных стадиях деформации и разрушения материалов. На основании литературного анализа и ранее проведенных исследований была выдвинута гипотеза по разделению источников АЭ три основных типа: 1) образование и развитие трещин (хрупкое разрушение), 2) генерация и движение дислокаций (пластическая деформация), 3) образование двойников (пластическая деформация). Дополнительно предложено разделить хрупкое разрушение на два вида: 1) образование и развитие микротрещин (соизмеримых с размерами зерен и их границ), 2) образование и развитие макротрещин с линейным приращением > 10÷20 мкм.

Для регистрации образования и развития трещин были поставлены два типа экспериментов. В первом испытанию подвергали образцы с твердыми упрочняющими покрытиями (углеродистая сталь с поверхностной закалкой, легированная сталь и титановые сплавы с азотированным поверхностным слоем). На предварительно отполированной поверхности фиксировали моменты образования трещин и регистрировали АЭ (рис. 3, а). Во втором регистрировалось подрастание предварительно выращенных усталостных трещин в различных конструкционных материалах: сталь, титановые и алюминиевые сплавы. Установлено, что макротрещины излучают сигналы АЭ акселерационного типа (рис. 3, б). После достижения максимума следует снижение амплитуды осцилляций по релаксационному типу (затухающая во времени амплитуда осцилляций). Спектр имеет максимум в области низких частот (до 200 кГц) (рис. 3, в). Амплитуда и энергия сигналов АЭ зависят от величины приращения трещины, вызвавшей акустический сигнал. Сигналу от трещины могут предшествовать сигналы от дислокаций, излучаемых пластически деформируемой зоной в ее вершине. В случае регистрации трещины, приведенной на рис. 3, – это пластическая деформация зоны материала подложки, прилегающей к поверхностно-упрочненному слою.

а)

б)

  в)

г)

Рис. 3. Образовавшаяся при растрескивании упрочненного слоя образца стали 12Х18Н10Т трещина а), сигнал АЭ, зарегистрированный при ее образовании б), Фурье- в) и вейвлет г) спектры сигнала АЭ.

АЭ при генерации и движении дислокаций регистрировалась на стадиях легкого скольжения и деформационного упрочнения сталей (рис. 4, а) и других материалов. Регистрируемые во время легкого скольжения сигналы АЭ всегда имеют высокочастотный передний фронт и достаточно быстро затухают (рис. 4, б). Амплитуда и энергия излучаемых сигналов минимальны. Часто сигналы, излучаемые дислокациями, предшествуют сигналам другого процесса или, суммируясь, могут протекать одновременно с ним. Выделить часть сигнала из общего события оказалось возможным при помощи вейвлет анализа, который позволяет разделять сигнал и по частоте, и по времени (рис. 3, г). Сигналы АЭ, качественно характеризуемые как сигналы дислокационного типа, регистрировались также при проявлении чисто дислокационных эффектов в процессе деформации сплавов: эффекта прерывистой текучести ПортевенаЛе Шателье.

Образование двойников регистрировалось при статических испытаниях растяжением преимущественно в материалах с ГПУ решеткой (титановые, циркониевые сплавы, цинк). Двойники излучают сигналы с большой амплитудой и энергией, с резким передним фронтом малой длительности. В титановых сплавах двойники начинают излучать сигналы большой энергии уже с самого начала пластической деформации (рис. 5). Максимальная амплитуда сигналов достигается с первых осцилляций и поддерживается в большинстве случаев квазипостоянной или модулирована низкочастотной составляющей. Также, сигнал может иметь сравнительно короткий высокочастотный передний фронт, что может быть связано с предварительным срывом двойникующей дислокации с места ее закрепления. Спектр Фурье достаточно широк с пиком в низкочастотной области, выраженным менее ярко, чем в сигналах, излучаемых макротрещинами.

а)

б)

в)

г)

Рис. 4. Диаграмма нагружения и активность АЭ а), зарегистрированный на стадии легкого скольжения сигнал АЭ б), его Фурье- в) и вейвлет г) спектры, характерные для деформации образца стали ст3сп.

д)

е)

ж)

з)

Рис. 5. Диаграмма нагружения и активность АЭ а), зарегистрированный на стадии деформационного упрочнения сигнал АЭ б), его Фурье- в) и вейвлет г) спектры, характерные для деформации образца сплава ОТ4.

Образование микротрещин в квазиоднородно пластически деформируемых сплавах сопровождается излучением сигналов АЭ с меньшей энергией. Высокая скорость образования микротрещин (≥ 1000 м/с) приводит к повышению энергии АЭ сигналов в сравнении с сигналами дислокационного типа. Однако, микротрещины, образуемые по границам зерен, могут иметь сравнительно небольшие площади раскрытия, что снижает уровень энергии излучаемых ими волн. Поэтому энергия и спектр сигналов АЭ от микротрещин могут иметь более широкий диапазон значений, чем при образовании макротрещин, а также могут изменяться за короткие промежутки времени.

тип источника АЭ

Критерии классификации

EАЭ, мВ2с

Kf

Качественные критерии

дислокации

< 0,5

> 3,7

высокочастотный фронт,

быстрое затухание,

малая длительность сигнала < 200 мкс.

двойники

> 2

3,2<Kf< 4,5

малая длительность фронта < 10 мкс,

в основном высокочастотный фронт,

более длительное затухание сигнала, чем в макротрещинах.

микротрещины (соизмеримы с размерами границ зерен)

< 10

0,5<EАЭ< 10

< 3,7

3,7<Kf< 4,6

длительность фронта для большинства сигналов > 10 мкс,

сравнительно широкий спектр фронта АЭ волны.

макротрещины (соизмеримы с размерами зерен и более)

> 20

2,5<Kf< 4,0

длительность фронта для большинства сигналов > 15 мкс,

большой пик (> 80) магнитуды низкочастотной области спектра < 200 кГц.

Одними из наиболее информативных параметров оценки кинетики АЭ на различных стадиях деформации, как было установлено на основе многочисленных экспериментальных и теоретических исследований, являются интегральное накопление N и активность dN/dt сигналов АЭ, суммарная АЭ ΣN, суммарная энергия АЭ ΣE. Поэтому в работе анализ стадийности деформации и кинетики накопления повреждений проводился на основании зависимостей N=f() и dN/dt=f(), а количественная оценка связи между интегральной эволюцией различных типов дефектов и механическими свойствами – на основании количественных показателей ΣN , ΣE.

В пятой главе представлены результаты экспериментальных исследований влияния структуры и внешних факторов на стадийность деформации и разрушения при квазистатическом одноосном растяжении конструкционных материалов.

5.1. Влияние типа кристаллической решетки на стадийность деформации и разрушения и кинетику акустической эмиссии гладких образцов.

ОЦК кристаллическая решетка (конструкционные стали 20 и 45). Кривые «напряжение-деформация» и деформационного упрочнения, соответствующие поведению типа I, наблюдаются у поликристаллов в основном при деформации низкоуглеродистых сталей в нормализованном или отожженном состоянии и среднеуглеродистых сталей в отожженном или высокоотпущенном состоянии.

На рис. 6 приведены зависимости N=f() dN/dt=f() АЭ при деформации гладких образцов стали 20. Пик активности АЭ на стадии I связан с микротекучестью в поверхностных слоях и высокими скоростями приращения напряжений и деформации в микролокальных областях. Сигналы АЭ излучаются в основном при образовании полос скольжения и микротрещин по границам зерен. На стадии III легкого скольжения при средних скоростях деформирования не менее 10-4 с-1 всегда наблюдается максимум активности АЭ, связанный исключительно с излучением сигналов АЭ дислокационного типа, что говорит о протекании деформации по дислокационному механизму. Окончание стадии III, сменяемой короткой переходной стадией П, сопровождается резким снижением активности АЭ, происходящим в результате снижения энергии излучения упругих волн генерируемыми дислокациями. Излучаемые сигналы остаются при этом ниже порога дискриминации АЭ аппаратуры.

Рис. 6 Графики зависимостей N=f() (кривая 1) и dN/dt=f() сигналов дислокационного типа (кривая 2) и излучаемых микротрещинами (кривая 3) при деформации растяжением образца стали 20.

Снижение энергии излучения, по всей видимости, связано с образованием «дислокационного леса» и уменьшением длины свободного пробега дислокаций. Деформационное упрочнение на стадии IV, может протекать с незначительным повышением активности сигналов АЭ дислокационного типа и излучаемых микротрещинами. Наличие твердых фаз и увеличение степени равновесности структуры приводит к росту активности АЭ. Активность АЭ на стадии V параболического или убывающего с малой скоростью упрочнения, для стали 20 практически равна нулю, однако, для стали 45 характеризуется значительной постоянной активностью, что определяется влиянием более высокой концентрации твердых фаз цементита в прослойках перлита.

а)

Рис. 7 Графики зависимостей интегрального накопления сигналов АЭ N=f() а) и N=f() б); 1 – сталь 20 в состоянии поставки, 2 – сталь 45 в состоянии поставки.

Увеличение содержания углерода приводит к увеличению активности АЭ и росту крутизны графика интегрального накопления сигналов N=f() (рис. 7, а). Активное излучение сигналов АЭ в стали 45 начинается с самого начала деформации, о чем можно судить по крутому углу наклона кривой N=f().

В зависимости от скорости деформации, на стадии макролокализации деформации, именуемой стадией VI (рис. 6), повышения активности АЭ для низкоуглеродистых сталей может не наблюдаться в связи с резким уменьшением объема деформируемого материала, несмотря на значительное увеличение истинной скорости локальной деформации.

ГПУ кристаллическая решетка (титановые сплавы ОТ4 и ВТ20). Деформация сплавов с ГПУ решеткой, представителями которых являются титановые сплавы, при нормальной температуре протекает с большой долей двойникования, которое обычно начинается при напряжениях, несколько меньших предела текучести, и продолжается в значительной области пластической деформации.

Двойникование происходит при большем «выбросе» упругой энергии, что связано с гораздо большими по величине смещениями одних частей кристаллов относительно других. Уровень активности и энергии сигналов АЭ при деформации титана и его сплавов более высок, что объясняется более высокой линейной скоростью двойникования в сравнении со скольжением. Деформация соответствует деформационному поведению по типу II (рис. 1). Активность АЭ на стадии I микротекучести начинает расти с самого начала деформации (рис. 8). Стадия II характеризуется началом пластической деформации и максимумом активности АЭ сигналов всех типов. Первым достигается максимум дислокационных сигналов АЭ.

Рис. 8 Графики зависимостей N=f() и dN/dt=f() для сигналов дислокационного типа, излучаемых микротрещинами и двойниками при деформации растяжением образца сплава ВТ20

Следующий за ним пик соответствует сигналам АЭ, идентифицированным как излучаемые микротрещинами. Наиболее вероятным источниками излучения при активной пластической деформации с энергией, превышающей энергию дислокационных сигналов на два-три порядка, являются двойники. Однако, сопоставление конкретного акта пластической деформации, вызвавшее образование двойника, с зарегистрированными сигналами АЭ является практически очень сложной задачей. Поэтому идентификация двойников при деформации титановых сплавов была проведена на основании классификационных признаков, соответствующих теоретическим представлениям и определенных расчетным путем. Максимум активности двойников, как наиболее «энергоемких» дефектов, наступает позднее остальных видов классифицированных дефектов. Активность АЭ на стадии деформационного упрочнения монотонно снижается. Начальный этап локализации деформации на завершающей стадии IV продолжает монотонное снижение активности АЭ. Незадолго до разрушения при  = 10 % происходит повышение активности АЭ при излучении дефектами всех типов, что связано с увеличением скорости истинной деформации в локализованной зоне и развитием магистральной трещины. Деформация сплава ОТ4, несмотря на существенное различие в химическом составе сплавов, качественно повторяет ход зависимостей N=f() и dN/dt=f().

ГЦК кристаллическая решетка (алюминиевые сплавы Д16АТ и АМг6АМ).

Рис. 9 Графики зависимостей N=f() и dN/dt=f() для сигналов дислокационного типа и излучаемых микротрещинами для сплава Д16АТ

Различие в химическом составе алюминиевых сплавов Д16АТ и АМг6АМ приводит к различию типов их деформационного поведения. Дисперсионно упрочняемый сплав Д16АТ в состоянии закалки и естественного старения деформируется по типу II (рис. 1). С самого начала упругой деформации на стадии I активность АЭ, вызванная микротекучестью, протекает с излучением сигналов микротрещинами и дислокациями, достигая пика к концу стадии (рис. 9). На стадии II начала пластической деформации происходит значительный спад активности АЭ. Особенность наиболее протяженной стадии III сплава Д16АТ заключается в значительном повышении и достижении пика активности АЭ при деформационном упрочнении. По характеру активности АЭ стадия III была разделена на 2 подстадии: III1 – до повышения активности АЭ и III2 – повышение активности АЭ. Сигналы АЭ, зарегистрированные на данной стадии носят преимущественно дислокационный характер.

Феномен стадии III находит объяснение при анализе результатов испытания отожженного сплава Д16, полученного путем отжига образцов Д16АТ при t = 440 °С с последующим старением на воздухе в течение суток (рис. 8).

Рис. 10 Графики зависимостей σ=f() и N=f() для образцов сплава Д16АТ: кривые 1 и 3 – закаленный и состаренный, кривые 2 и 4 отожженный.

После отжига временное сопротивление снижается с 440 до 215 МПа, незначительно падает пластичность до 16%. Интегральное накопление АЭ N(ε) на первых двух стадиях качественно повторяет вид зависимости N(ε) для закаленного и состаренного Д16АТ (рис. 10). Суммарная АЭ в начале стадии III для отожженного сплава значительно меньше, чем для закаленного. Сигналы от микротрещин в отожженном сплаве практически не регистрируются. Однако, в отличие от закаленного сплава, повышения активности АЭ на стадии III не наблюдается. Напротив, активность АЭ значительно снижается вплоть до разрушения образца. Объяснение этому явлению кроется в механизме деформационного упрочнения сплава Д16. Как известно, медьсодержащие сплавы алюминия упрочняются по механизму дисперсионного твердения. На частицах образующейся при старении второй фазы при деформации происходит образование дислокационных петель с последующим повышением плотности дислокаций и упрочнением.

Генерация дислокаций, вызванная образованием дислокационных петель, приводит к значительной акустической эмиссии, выделяя, таким образом, на микроуровне стадию дисперсионного упрочнения, не наблюдаемую ни на макро, ни на мезо уровнях. Излучаемые при этом сигналы АЭ имеют незначительный разброс параметров E = 0,04-0,4 мВс2, Kf = 4,0-4,5.

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

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

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

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

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

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

2) исследование влияния концентраторов напряжений на эволюцию дефектной структуры.

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

а)

б)

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

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

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

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

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

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

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

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

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

1- сталь 45, 2 - Д16АТ

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

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

Рис. 16 – Микроструктурный рельеф деформируемой поверхности.

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

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

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

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

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

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

Рис. 17 Стадии деформационного упрочнение dσ/dε=f(ε) стали 12Х18Н10Т с азотированным слоем: а) 30 мкм, б) 14 мкм, в) 10 мкм, г) без слоя азотирования

Рис. 18 Микрорельеф поверхности образца стали 12Х18Н10Т с азотированным поверхностным слоем толщиной 30 мкм на различных стадиях деформации: а) 1,9 %; б) 2,3 %. Размер изображения 700×500 мкм.

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

Рис. 22 Зависимости интегрального накопления сигналов АЭ NΣАЭ (а), от числа циклов нагружения N. при циклических испытаниях материалов: а) сталь 20 (N=29500 циклов до разрушения, максимальное напряжение цикла на поверхности образца 610 МПа), б,г) сплав Д16АТ (90300 циклов до разрушения, максимальное напряжение цикла на поверхности образца 220 МПа).

Одним из критериев, позволяющих выделить данную стадию, является спад активности АЭ, подобно спаду, происходящему на одноименной стадии упрочнения при статическом растяжении. Длительность стадии III больше, чем предыдущей и может достигать 105 циклов и более. На стадии IV, называемой периодом IIп (рис. 2) образования субмикроскопических трещин и их развитием до микроскопических размеров, происходит интенсивное пластическое течение с вовлечением в процесс деформации новых объемов материала. Об этом свидетельствует рост активности источников АЭ дислокационного типа, превышающий по уровню даже стадию циклической текучести II. Интенсивное скопление дислокаций при пластической деформации провоцирует образование субмикротрещин, которые, сливаясь, приводят к образованию микротрещин (рис. 23), генерируя соответствующие сигналы АЭ.

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

а)

б)

Рис. 26 Фотографии микроструктур боковой поверхности образцов сплава ОТ4 после испытания на усталость циклическим изгибом. Размер изображений 250200 мкм

Рис. 27 Зависимость интегрального накопления сигналов АЭ  NΣАЭ и микротвердости HV от числа циклов нагружения титанового сплава ОТ4 (1- дислокации, 2 – микротрещины)

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

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

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

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

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

Д16АТ

ток обработки, А

3

12

18

33

Rz, мкм

54

90

122

137

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

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

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

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

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

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

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

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

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

NΣАЭ/ΣNАЭ=A·(N/Nmax)n,

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

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

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

  1. Разработаны новые критерии разделения сигналов АЭ на типы источников сигналов АЭ: излучаемые при пластической деформации (дислокации и двойники), излучаемые при разрушении (микро- и макротрещины).
  2. Установлена стадийность деформации при статическом растяжении и на основании АЭ анализа выявлены стадии:
    1. микротекучести – с высокой активностью АЭ сигналов дислокационного типа и излучаемых микротрещинами,
    2. начала пластической деформации – с характерным снижением активности АЭ; упрочнения – с низкой активностью сигналов АЭ при отсутствии или малой концентрации в составе структуры упрочняющих твердых фаз,
    3. текучести или легкого скольжения – с высокой степенью активности сигналов АЭ дислокационного типа; прерывистой текучести – сопровождающейся периодическими излучениями сигналов АЭ дислокационного типа с низкой амплитудой,
    4. локализации деформации – с отсутствием регистрации АЭ у пластичных материалов, с наличием активности АЭ в титановых сплавах.
  3. На основании АЭ анализа выявлены стадии накопления повреждений при циклической усталости:
    1. циклической микротекучести – с низкой активностью АЭ,
    2. циклической текучести – с активной регистрацией сигналов АЭ дислокационного типа циклического упрочнения – со снижением активности генерации сигналов АЭ,
    3. зарождения и развития микротрещин – сопровождающегося высокой активностью сигналов АЭ дислокационного типа и началом активности источников АЭ типа микротрещин,
    4. развития микротрещин до размеров макротрещин – сопровождающаяся снижением активности АЭ всех типов источников,
    5. долома – с излучением сигналов АЭ всех типов, включая регистрацию сигналов АЭ типа макротрещин.
  4. Установлено ключевое влияние скорости деформации на активность АЭ: при увеличении скорости истинной деформации активность АЭ увеличивается.
  5. Показано влияние термической обработки стали 45 на изменение активности АЭ и суммарной АЭ при испытании образцов растяжением: увеличение температуры отпуска от 200 до 600 °С на 400 °С отмечено резкое увеличение суммарной АЭ и энергии АЭ и снижение механической прочности и твердости, а при отпуске 500 °С – последующее резкое снижение суммарной АЭ и энергии АЭ с увеличением значений механических параметров.
  6. Установлено, что с повышением чувствительности материала к концентрации напряжений увеличивается удельная энергия излучаемых сигналов АЭ и исследованные материалы на этом основании в ряду чувствительности к концентрации напряжений в порядке повышения чувствительности можно расположить следующим образом: сталь 20, АМг6АМ, сталь 45, Д16АТ, ОТ4, ВТ20.
  7. Показано наличие обратной зависимости между максимальным напряжением цикла при циклическом нагружении и суммарной АЭ, зарегистрированной при испытаниях.
  8. Разработаны методики прогнозирования механических свойств и предельного состояния при статическом растяжении и прогнозирования усталостной долговечности при циклическом изгибе образцов поликристаллических материалов.
  9. Установлена прямая зависимость между длительностью инкубационного периода, включающего стадии циклической микротекучести, текучести и упрочнения, и циклической долговечности материалов, а также обратная зависимость между показателем степени графика интегрального накопления сигналов АЭ и величиной импульсного тока электроэрозионной обработки.
  10. Разработаны акустико-эмиссионный программно-аппаратный комплекс для исследования свойств, особенностей и стадий деформации и разрушения материалов, стенд моделирования и исследования сигналов акустической эмиссии, способ определения местоположения источников АЭ с использованием одного приемника.

Основные положения и научные результаты диссертации опубликованы в следующих журналах, рекомендованных ВАК для публикации основных научных результатов докторских диссертаций:

  1. Семашко Н.А., Башков О.В. Башкова Т.И. Изменение структуры Ti-Al сплава при деформации// Перспективные материалы. – №1. – 2000. – С. 25 – 29.
  2. Семашко Н.А., Муравьев В.И., Башков О.В., Фролов А.В. Прогнозирование предельного состояния сплава ОТ-4 с использованием метода акустической эмиссии// Контроль. Диагностика. – № 6. – 2001.
  3. Семашко Н.А., Башкова Т.И., Башков О.В., Кабалдин Ю.Г., Физулаков Р.А. Акустическая эмиссия при кристаллизации чистых металлов и сплавов// Литейное производство. – № 2. – 2001. – С. 7 – 8.
  4. Семашко Н.А., Башков О.В., Готчальк А.Г. Мультифрактальный анализ поверхности дюралюминия в процессе деформации// Физика и химия обработки материалов – №1. – 2003. – С. 53 – 55.
  5. Панин С.В., Башков О.В., Семашко Н.А., Панин В.Е., Золотарева С.В. Комбинированное исследование особенностей деформации плоских образцов и образцов с надрезом на микро- и мезоуровнях методами акустической эмиссии и построения карт деформации поверхности// Физическая мезомеханика. – 2004. – том 7. спец. выпуск ч. 2. – С. 303 - 306.
  6. Башков О.В., Семашко Н.А. Прогнозирование механических характеристик сплавов методом акустической эмиссии// Материаловедение. – 2004. – № 7. – С. 41-44.
  7. Башков О.В., Семашко Н.А. Акустическая эмиссия при смене механизмов деформации пластичных конструкционных материалов// Физическая мезомеханика. – 2004. – том 7. – № 6 – С. 59-62.
  8. Еренков О.Ю., Гаврилова А.В., Башков О.В. Исследование кинетики разрушения конструкционных полимерных материалов в условиях одноосного растяжения// Вопросы материаловедения, № 2 (50). – 2007. – С. 80 – 87.
  9. Еренков О.Ю., Гаврилова А.В., Башков О.В. Экспериментальные исследования процесса эволюции дефектной структуры полимерных материалов с применением метода акустической эмиссии// Вестник машиностроения, № 6. – 2007. – С. 59 – 62.
  10. Башков О.В., Семашко Н.А., Шпак Д.А., Коптева О.Г., Панин С.В. Кинетика зоны локализации деформации при одноосном растяжении алюминиевого сплава Д16АТ// Деформация и разрушение материалов. – № 12. – 2008. – С. 19 – 21.
  11. Еренков О.Ю, Башков О.В., Никитенко А.В. Анализ процесса разрушения твердых полимерных материалов на основе оценки параметров сигналов акустической эмиссии// Справочник. Инженерный журнал. – № 2 (143). – 2009. – С. 56 – 59.
  12. Башков О.В., Панин С.В., Семашко Н.А., Петров В.В., Шпак Д.А. Идентификация источников акустической эмиссии при деформации и разрушении стали 12Х18Н10Т// Заводская лаборатория. Диагностика материалов. – 2009. – № 10. – С. 51 – 57.
  13. Муравьёв В.И., Ким В.А., Фролов А.В., Башков О.В., Кириков А.В. Применение метода акустической эмиссии для исследования кинетики распада переохлаждённого аустенита в стали 5// Заводская лаборатория. Диагностика материалов. – 2010. – № 1. – С. 33 – 36.
  14. Муравьёв В.И., Фролов А.В., Башков О.В., Кириков А.В., Тарасов Е.А. Особенности акустической эмиссии во время фазовых превращений в сталях// Вопросы материаловедения. 2010. № 1. С. 5-15.
  15. Башков О.В., Парфенов Е.Е., Башкова Т.И. Программно-аппаратный комплекс для регистрации и обработки сигналов, локации и идентификации источников акустической эмиссии// Приборы и техника эксперимента. 2010. - № 5. С. 67-72.
  16. Евстигнеев А.И., Муравьёв В.И., Дмитриев Э.А., Фролов А.В., Башков О.В., Тарасов Е.А. Оценка методом акустической эмиссии фазовых изменений в стали 30ХГСА при ее термообработке// Металлургия машиностроения. 2010. № 6. С. 17-22.
  17. Башков О.В., Панин С.В., Бяков А.В. Исследование влияния толщины азотированного поверхностного слоя на стадийность деформации и разрушения стали 12Х18Н10Т методом акустической эмиссии, корреляция цифровых изображений и анализа диаграмм нагружения// Физическая мезомеханика. 2010. Т. 13. № 6. С. 53-72.
  18. Башков О.В., Панин С.В., Башкова Т.И. Исследование и идентификация механизмов деформации и разрушения стали 12Х18Н10Т методом акустической эмиссии// Ученые записки КнАГТУ. 2010. № 2. С. 145-154.
  19. Панин С.В., Бяков А.В., Гренке В.В., Шакиров И.В., Башков О.В. Разработка и испытание лабораторного стенда регистрации и анализа данных акустической эмиссии// Автометрия. 2011. Т. 47. №1. С. 115-128.
  20. Bashkov O.V., Parfenov E.E., Bashkova T.I. A Soft Hardware Complex for Rcording and Processing of Acoustic Signal and for Location and Inentification of Their Sources// Instrument and Experimental Techniques. 2010. Vol. 53. No 5. P. 682-687.
  21. Муравьёв В.И., Дмитриев Э.А., Фролов А.В., Башков О.В., Кириков А.В., Соколов Д.А. Влияние структурных изменений в стали 30ХГСА во время ее нагрева на параметры сигналов акустической эмиссии// Материаловедение. 2011. №1. С.43-49.
  22. Семашко Н.А., Фролов Д.Н., Физулаков Р.А., Башков О.В., Лежнев Е.В., Нелаев В.К. Аналого-цифровое преобразование, накопление и обработка сигналов акустической эмиссии. Свидетельство об официальной регистрации программ для ЭВМ № 2000611310. Зарегистрировано в реестре программ для ЭВМ 19.12.2000.
  23. Семашко Н.А., Готчальк А.Г., Башков О.В. Построение и обработка графиков по данным акустической эмиссии. Свидетельство об официальной регистрации программ для ЭВМ № 2003610509. Зарегистрировано в реестре программ для ЭВМ 25.02.2003.
  24. Беляков А.Ю., Сысоев О.Е., Башков О.В. Программное обеспечение для регистрации сигналов акустической эмиссии «AERecoder» (ПО «AERecoder»). Свидетельство об официальной регистрации программ для ЭВМ № 2007610113. Зарегистрировано в реестре программ для ЭВМ 09.01.2007.
  25. Парфенов Е.Е., Башков О.В., Ким В.А. Acoustic Emission Pro v2.0. Свидетельство об официальной регистрации программ для ЭВМ № 2011611696. Зарегистрировано в реестре программ для ЭВМ 06.05.2011.
  26. Башков О.В., Ким В.А., Шпак Д.А. Способ определения местоположения источников акустической эмиссии с использованием одного приемника. Патент № 2425362, зарегистрирован 27.06.2011.

а также в других изданиях:

  1. Семашко Н.А., Башков О.В., Фролов Д.Н. Прогнозирование предельного состояния металлических материалов по результатам акустико-эмиссионного излучения на ранней стадии деформирования// 15 Российская научно-техническая конференция «Неразрушающий контроль и диагностика». – Москва. – 28 июня – 2 июля 1999. – С. 133.
  2. Semashko N.A., Frolov D.N., Bashkov O.V., Filonenko S.F. Research of a sequence of the dislocation gear of plastic deformations of an alloy OT-4 by a method of acoustic emission        // V Russian – Chinese International Symposium «Advanced Materials and Processes». – Baikalsk. – July 27 – August 1. – 1999. – P. 190.
  3. Semashko N.A., Bashkov O.V., Merkulov V.I., Frolov D.N., Melnikov D.V. Acoustic emission under change of the mechanisms of plastic deformation in constructional materials// International Workshop «Mesomechnics: foundations and applications». – Tomsk. – March 26-28. – 2001. – P. 119 – 120.
  4. Семашко Н.А., Башков О.В., Муравьев В.И., Фролов А.В., Пекарш А.И. Деградация структуры сплава ОТ4 при деформации одноосным растяжением// 5-е Собрание металловедов России. – Краснодар. – 10-13 сентября 2001. – С. 295 – 298.
  5. Башков О.В., Семашко Н.А., Ляховицкий М.М., Башкова Т.И. Акустическая эмиссия при оценке режимов термической обработки стали 45// 9-й международный семинар – выставка «Современные методы и средства неразрушающего контроля и технической диагностики». – Ялта. – 14-18 сентября 2001. С. 21.
  6. Семашко Н.А., Кабалдин Ю.Г., Башков О.В., Готчальк А.Г., Золотарева С.В. Соотношение фрактальных и акустических параметров в процессе деформации алюминиевого сплава Д16// Международный междисциплинарный симпозиум «Фракталы и прикладная синергетика (ФиПС-01)». – Москва. – 26-30 ноября 2001. – С. 100 – 101.
  7. Башков О.В., Семашко Н.А., Злыгостев А.М., Башкова Т.И., Арабкин Н.Н., Бобошко А.И. Акустической эмиссии при усталостном разрушении стали 30ХГСА с электроэрозионной обработкой поверхности// VIII Российско-Китайский Симпозиум «Новые материалы и технологии». – Гуан-Чжоу, Китай. – 3 - 6 ноября 2005.
  8. Панин С.В., Башков О.В., Фисюн Е.Ф. Исследование особенностей деформации плоских образцов и образцов с надрезом на микро-, мезо- и макроуровнях методами акустической эмиссии и построения карт деформации поверхности// V Всероссийская школа-семинар «Новые материалы. Создание, структура, свойства-2005». – Томск. – 16-18 июня 2005. С. 56-59.
  9. Башков О.В., Семашко Н.А., Арабкин Н.Н., Башкова Т.И. Акустическая эмиссия при прогнозировании циклического нагружения материалов// Международная научно-практическая конференция «Повышение эффективности инвестиционной и инновационной деятельности в дальневосточном регионе и странах АТР». - Комсомольск-на-Амуре. – 12-14 октября. – 2005. С. 41 – 44.
  10. Башков О.В., Панин С.В., Шпак Д.А. Идентификация источников акустической эмиссии при деформации и разрушении материалов// Первая международная конференция «Деформация и разрушение материалов (DFM2006)». – Москва. – 13-16 ноября 2006. – С. 624 – 626.
  11. Bashkov O.V., Shpak D.A. Identification of acoustic emission sources at scale levels of plastic deformation// Joint China-Russia Symposium on Advanced Materials and Processing Technology 2008. – Harbin, China. – June 16-20. – 2008. – P. 365 – 370.
  12. Bashkov O.V., Panin S.V., Semashko N.A., and Shpak D.A. Identification of defects at deformation of materials by wavelet analysis of acoustic emission signals// The 51st Acoustic Emission Working Group Annual Meeting and International Symposium on Acoustic Emission (AEWG and ISAE 2008). – Memphis, USA. – October 13-15. – 2008.
  13. Bashkov O., Panin S., Semashko N., and Shpak D. A method for locating acoustic emission signal sources by a single sensor// The 19st International Acoustic Emission Symposium (IAES 2008). – Kyoto, Japan. – December 10-12. – 2008.
  14. Башков О.В., Семашко Н.А., Шпак Д.А. Исследование кинетики накопления повреждений методом АЭ при формировании циклической усталости поликристаллических материалов// 12 Российская конференция по теплофизическим свойствам веществ. – Москва. – 07 – 10 октября 2008.
  15. Башков О.В., Семашко Н.А., Шпак Д.А. Идентификация развивающихся дефектов при одноосном растяжении материалов методом вейвлет анализа сигналов акустической эмиссии// 12 Российская конференция по теплофизическим свойствам веществ. – Москва. – 07 – 10 октября 2008.
  16. Башков О.В., Семашко Н.А., Башкова Т.И. Локация источников акустической эмиссии с применением одного приемника// Сборник статей «Прикладные задачи механики деформируемого твердого тела и прогрессивные технологии в машиностроении». – ИМиМ ДВО РАН. – Вып. 3. – Ч. 2. – 2009. – С. 161-171.
  17. Панин С.В., Башков О.В., Терентьев Е.В., Шпак Д.А, Бяков А.В., Любутин П.С., Овечкин Б.Б. Исследование стадийности пластической деформации при растяжении образцов конструкционных материалов с концентраторами напряжений методом акустической эмиссии и корреляции цифровых изображений// Международная конференция по физической мезомеханике, компьютерному конструированию и разработке новых материалов. – 7–11 сентября 2009. – Томск.

Башков Олег Викторович

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

автореферат

диссертации на соискание ученой степени

доктора технических наук

Подписано в печать __.__.2011.

Формат 60 х 84 1/16. Бумага писчая. Ризограф FR3950EP-a.

Усл. печ. л. 2,3. Уч.-изд. л. 2,2. Тираж 100. Заказ ______.

Отпечатано в полиграфической лаборатории

ФГБОУ ВПО «Комсомольский-на-Амуре государственный технический

университет»

681013, Комсомольск-на-Амуре, пр. Ленина, 27.

 





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

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.