Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Методы исследования пластической деформации 14
1.1. Современные представления о пластической деформации поликристаллов 14
1.2. Общие сведения о методах исследования пластической деформации 23
1.3. Основные представления об акустико-эмиссионном методе контроля 31
1.4. Акустическая эмиссия при пластическом деформировании металлов 34
1.5. Методы определения свойств металлов по ширине дифракционных линий 43
1.6. Постановка задач 54
Глава 2. Исследуемые материалы, оборудование, методики экспериментов 58
2.1. Исследуемые материалы 58
2.2. Аппаратура для регистрации акустической эмиссии 62
2.3. Методика механических испытаний 66
2.4. Методика структурных исследований 70
Глава 3. Акустико-эмиссионный метод изучения пластической деформации поликристаллов 72
3.1. Статистическое описание акустической эмиссии при пластической деформации поликристаллов 72
3.2. Основные принципы построения аппаратуры для измерения сигналов непрерывной акустической эмиссии при пластическом деформировании металлов 81
3.3. Влияние условий испытаний на параметры сигналов акустической эмиссии
3.4. Акустическая эмиссия при растяжении металлов с разным типом кристаллической решетки 98
3.5. Связь энергетических параметров непрерывной акустической эмиссии с образованием полос скольжения 111
3.6. Выводы 115
Глава 4. Рентгенодифрактометрические методы исследования пластической деформации металлов 117
4.1. Применение метода моментов для исследования пластической деформации 117
4.2. Теоретическое описание зависимости дифрагированного излучения от утла отражения 127
4.3. Численно-аналитический метод определения значений параметров тонкой структуры по одной линии 136
4.4. Программа DLINEWID 150
4.5. Исследования численно-аналитического метода 156
4.6. Выводы 170
Глава 5. Применение акустико-эмиссионного и рентгено дифрактометрического численно-аналитического методов для изучения пластической деформации в сталях ЗОХГСПАИ12Х18Н10Т 172
5.1. Особенности многостадийного процесса пластической деформации в сталях с разной кристаллической решеткой 172
5.2. Влияние температуры отпуска на кристаллическую структуру закаленной стали ЗОХГСНА 189
5.3. Пластическая деформация отпущенной при разных температурах стали ЗОХГСНА 195
5.4. Выводы 211
Глава 6. Акустико-эмиссиопный метод определения начала пластического течения материала изделия 213
6.1. Основные понятия о размерной стабильности металлов 213
6.2. Связь прецизионного предела упругости с напряжением появления непрерывной акустической эмиссией 216
6.3. Применение акустико-эмиссионного метода для определения начала пластического течения материала изделий 224
6.4. Выводы 228
Общие выводы 229
Литература 2
- Основные представления об акустико-эмиссионном методе контроля
- Аппаратура для регистрации акустической эмиссии
- Основные принципы построения аппаратуры для измерения сигналов непрерывной акустической эмиссии при пластическом деформировании металлов
- Численно-аналитический метод определения значений параметров тонкой структуры по одной линии
Введение к работе
Актуальность темы. Расширяющееся использование в машиностроении методов обработки металлов давлением нуждается в дальнейшем развитии представлений о пластической деформации конструкционных материалов В настоящее время основной тенденцией в изучении пластической деформации является получение количественных связей между процессами, происходящими на макро-, мезо- и микроуровнях Такой подход требует новых методов исследований (особенно на мезоуровне), а также дополнительных обследований существующих методов с целью нахождения и исключения систематических погрешностей, искажающих получаемые количественные связи
Основой нового количественного метода исследования пластической деформации на мезоуровне может стать такое явление, как акустическая эмиссия Физическими предпосылками возможности создания такого метода служит то, что согласно современным представлениям элементарные акты пластической деформации должны сопровождаться излучением упругих колебаний Существующие экспериментальные данные и феноменологические модели АЭ показывают наличие корреляции между параметрами сигналов АЭ и остаточной деформацией образцов Основным недостатком этих данных и моделей является то, что они справедливы только для определенных условий испытаний На их основе невозможно предсказать акустико-эмиссионные свойства нового материала или значения параметров сигналов АЭ при изменении условий испытаний В частности, нельзя перенести результаты испытаний лабораторных образцов на результаты испытаний натурных объектов Можно сказать, что существующие данные по АЭ при пластической деформации металлов обладают низкой воспроизводимостью, т е результаты испытаний одного и того же материала, но в разных условиях, могут значительно отличаться друг от друга При этом отсутствует какая-либо возможность сопоставить такие данные друг с другом путем ввода поправок на влияние условий испытаний, поскольку нет математической модели измерения остаточной деформации по параметрам сигналов АЭ, учитывающей влияние условий испытаний
Многоуровневый характер пластической деформации требует новой методологии ее изучения Для установления механизмов пластической деформации достаточно было воспользоваться одним методом, наиболее полно раскрывающим изучаемый механизм Для более глубокого понимания процессов, происходящих на разных уровнях пластической деформации и их взаимодействия между собой, необходим комплексный подход, в котором пластическая деформация исследуется сразу одновременно на нескольких уровнях различными методами Одним из таких методов должен быть метод, позволяющий изучать изменения кристаллической структуры в процессе деформирования, поскольку наблюдаемая электронно-микроскопическими методами эволюция дислокационных субструктур должна приводить к таким изменениям
Наблюдаемые дислокационные субструктуры отображают общий ход процессов, происходящих при пластической деформации конкретного типа материалов Получаемые при этом результаты достаточно сложно использовать для количественного описания Методы рентгеноструктурного анализа, основанные на анализе профиля дифракционных линий, по своей физической сущности должны давать информацию, схожую с информацией, получаемой методом фолы При этом они позволяют отслеживать изменения кристаллической структуры на одном и том же образце Получаемая ими информация представляется в виде некоторого численного значения параметра, усредненного по большому объему материала, что позволяет установить некую количественную зависимость данного параметра от деформации
Однако плохая сопоставимость результатов рентгеноструктурных исследований с результатами, полученными другими методами, указывает на наличие в существующих методах рентгеноструктурного анализа неисключенных систематических погрешностей Для повышения достоверности рентгеноструктурных исследований необходимо провести метрологический анализ существующих методов и найти возможности исключения существующих погрешностей на основе современных технологий
Исходя из всего вышеизложенного, целью настоящей работы является совершенствование акустико-эмиссионного и рентгенодифрактометрического методов исследования пластической деформации и применение их для изучения
процессов, происходящих при пластическом деформировании поликристаллических тел
В соответствии с поставленной целью в основные задачи исследования входило
создание модели АЭ при пластической деформации поликристаллов,
установление основного источника непрерывной АЭ при пластической деформации поликристаллов,
разработка аналитического метода определения параметров тонкой кристаллической структуры поликристаллических металлов,
исследование с помощью усовершенствованных акустико-эмиссионного и рентгенодифрактометрического методов процессов пластической деформации поликристаллов с различным типом кристаллической решетки,
применение акустико-эмиссионного метода для определения нагрузки начала пластического течения материала изделий
Научная новизна работы.
-
Создана статистическая модель АЭ при пластической деформации поликристаллов, учитывающая влияние условий испытаний на значения измеряемых сигналов В соответствии с этой моделью были теоретически установлены и экспериментально подтверждены ранее неизвестные закономерности АЭ при пластическом деформировании поликристаллов На базе этой модели предложен акустико-эмиссионный метод исследования динамики сдвиговых процессов при деформировании сталей
-
Разработан численно-аналитический метод определения размеров областей когерентного рассеяния (ОКР) и искажений решетки по одной дифракционной линии В этом методе впервые численное моделирование было использовано для исключения систематических погрешностей, обусловленных условиями получения дифракционной линии Метод позволяет выделить до трех синглет из одной мультиплетной дифракционной линии
-
Экспериментально доказано, что основным источником АЭ при пластической деформации металлов является процесс образования следов скольжения
-
Впервые определено, что при одноосном растяжении образцов, изготовленных из углеродистой стали, существуют два типа источников АЭ, имею-
щие экспоненциальное и релеевское распределения источников АЭ по остаточным деформациям
-
Впервые установлено, что при пластической деформации металлов происходит снижение симметрии кристаллической решетки металлов, выражающейся в трансформации кубической решетки в орторомбическую
-
Установлены основные требования, в рамках которых применим аку-стико-эмиссионный метод контроля размерной стабильности
Практическая ценность работы
-
Разработанные акустико-эмиссионный метод исследования пластической деформации, основанный на статистической модели АЭ при пластическом деформировании поликристаллов, и численно-аналитический метод определения размеров ОКР и искажений решетки по одной дифракционной линии повышают достоверность и воспроизводимость результатов исследований пластической деформации за счет исключения систематических погрешностей, связанных с используемым оборудованием
-
На основе статистической модели АЭ сформулированы основные положения измерения АЭ при пластической деформации, включающие в себя выбор измеряемой физической величины, принципы построения измерительной аппаратуры, методику обработки результатов измерения
-
Численно-аналитический метод может быть использован в спектроскопии для определения параметров отдельных синглетов в мультиплетных линиях
-
Установленные закономерности изменения кристаллической структуры и акустического излучения сталей при пластическом деформировании расширяют представления о физической природе процессов пластической деформации и отпуска сталей и могут быть использованы при развитии теории прочности и пластичности металлов и методик неразрушающего контроля с помощью АЭ
-
Полученные в работе результаты исследования АЭ при пластической деформации и статистическая модель АЭ легли в основу разработки способа контроля размерной стабильности изделий
-
Научные результаты, полученные при выполнении работы, использованы в учебных курсах "Методы исследования структуры", "Методы и средства измерений, испытаний и контроля", "Физические основы измерений", читаемые в Тихоокеанском государственном университете, и написании учебных пособий
"Физические основы измерений", "Базовые методы и средства измерений и испытаний в технике" и "Методы и приборы измерений, испытаний и контроля электронное учебное пособие"
Основные положения, выносимые на зашиту
-
Численно-аналитический метод определения параметров тонкой структуры по одной линии, заключающийся в компьютерном моделировании процесса получения интерференционных линий на рентгеновском дифрактометре и нахождении таких значений плоскостей отражения и углов отражений, при которых вероятность аппроксимации экспериментальной зависимости дифрагированного излучения от угла отражения теоретической будет максимальной
-
Статистическая модель АЭ при пластическом деформировании путем одноосного растяжения образцов из поликристаллов, согласно которой при одноосном растяжении зависимости плотности потока энергии сигналов (интенсивности ультразвука) непрерывной АЭ от остаточной деформации отображают произведение плотности распределения источников АЭ, излучивших акустические сигналы, по остаточным деформациям на скорость остаточной деформации
-
Основным источником непрерывной АЭ при пластической деформации поликристалов является процесс образования следов скольжения на поверхности деформируемого металла Энергия сигналов непрерывной АЭ прямо пропорциональна числу образовавшихся полос скольжения
-
Особенности пластической деформации сталей, имеющих гранецентри-рованную и объемноцентрированную кубическую решетку, состоящие в том, что
- пластическая деформация отожженных сталей при одноосном растяжении носит многостадийный характер, при этом в стали с гранецентрированной кубической решеткой она протекает в четыре стадии, а в стали с объемноцен-трированной кубической решеткой - в шесть, причем на последних трех стадиях в обеих сталях происходят схожие процессы,
с увеличением степени пластической деформации кубическая решетка преобразуется в орторомбическую,
закалка и последующий отпуск стали ЗОХГСНА приводит к уменьшению количества стадий пластической деформации, причем с ростом температу-
ры отпуска увеличивается количество стадий Уменьшение количества стадий происходит за счет одновременного протекания процессов, которые в отожженной стали ЗОХГСНА происходят на разных стадиях
-
После закалки и отпуска стали ЗОХГСНА с повышением температуры отпуска происходит трансформация типа пространственной решетки Браве по цепочке тетрагональная - орторомбическая - кубическая
-
Возникновение непрерывной АЭ при пластической деформации углеродистых сталей со значениями плотности потока энергии сигналов 2,5х10"'2 Вт/м2 сопровождается появлением остаточных деформаций величиной менее 0,001%, что позволяет использовать акустико-эмиссионный метод для определения нагрузки появления пластических деформаций заданного уровня в изделиях и конструкциях
Апробация работы Материалы исследований по теме диссертации докладывались и обсуждались на 1-ой Всесоюзной научно-технической конференции "Акустическая эмиссия материалов и конструкций" (г Ростов-на-Дону, 1984 г), на IX Всесоюзной научно-технической конференции по неразрушающим методам контроля (г Минск, 1981 г), на двух Всесоюзных научно-технических конференциях "Использование современных методов в неразрушающих исследованиях" (г Хабаровск, 1981, 1984 гг), на региональных конференциях (г Хабаровск, 1980, 1983 гг), на Международном Китайско-Российском Симпозиуме "Современные материалы и технологии обработки" (г Харбин, 2006 г), на международных симпозиумах (Самсоновские чтения, г Хабаровск, 2002, 2206 гг), на международной научной конференции "Фундаментальные и прикладные вопросы механики" (г Хабаровск, 2003), на IV Азия-Тихоокеанской Международной конференции "Фундаментальные проблемы опто- и микроэлектроники" (г Хабаровск, 2004), на VII съезде литейщиков России (г Новосибирск, 2005), на IV Международной научно-технической конференции "Современные инструментальные системы, информационные технологии и инновации" (Курск, 2006)
Публикации Основные материалы по теме диссертации отражены в 25 научных работах, опубликованных в рецензируемых отечественных журналах и материалах международных конференций и симпозиумов Перечень публикаций приведен в конце автореферата
Структура и объем работы Диссертационная работа изложена на 257 листах, иллюстрируется 60 рисунками и 13 таблицами, состоит из введения, пяти глав, заключения, списка литературы из 257 наименований
Основные представления об акустико-эмиссионном методе контроля
Выделение стадий можно осуществлять не только по диаграмме нагружения. При одноосном растяжении образцов из отожженной среднеуглеродистой стали автором было выделено шесть стадий изменений кристаллической структуры [38]. К четырем стадиям, характерным для поликристаллов, были добавлены область микропластических деформаций, расположенная между началом пластического течения и макроскопическим пределом текучести, (стадия I) и площадка текучести, на которой происходит возрастание остаточной деформации при незначительном увеличении приложенного напряжения (стадия II). В области микропластических деформаций зависимость между напряжением и остаточной деформацией в этой области носит параболический характер, обусловленный тем, что микропластические деформации возникают вначале в наиболее ослабленных микрообъемах и затем, по мере увеличения напряжения, постепенно распространяются на другие микрообъемы материала [59]. В аустенитной стали 12Х18Н10Т наблюдаются четыре стадии изменения кристаллической структуры в процессе пластического деформировании путем одноосного растяжения [29, 36].
Изначально разделение диаграмм нагружения на различные стадии осуществлялось с целью связать характерные участки этих диаграмм с различными элементарными механизмами пластической деформации. Однако впоследствии оказалось, что диаграммы нагружения поликристаллов дают слишком интегральные характеристики свойств материалов, поскольку характерным признаком пластической деформации является ее неравномерность по деформируемому объему. В поликристаллах различают следующие неравномерности пластической деформации [57]: микроскопическую (в объеме груші зерен) и макроскопическую ( между отдельными частями деформируемого тела), а также внутризеренную. Внутри зерна неравномерность пластической деформации обусловлена строением и анизотропно 17
стью свойств кристаллита. У идеального кристаллита из большого числа возможных плоскостей и направлений скольжения в скольжении первоначально участвуют лишь незначительная часть этих плоскостей. По мере возрастания степени деформации кристалла число плоскостей, участвующих в скольжении, увеличивается. Однако даже при значительной степени деформации число таких плоскостей не превышает 1%. Большая часть кристаллита в виде блоков, расположенных между полосами скольжения, и пластин, расположенных в полосе между плоскостями скольжения, остается практически недеформированной. Вся фактически произведенная деформация сосредотачивается в относительно небольшом числе плоскостей скольжения, участвующих в скольжении. В последних величина деформации также неодинакова. Отмеченная неравномерность деформации в объеме кристаллита свойственна как монокристаллу, так и отдельным зернам поликристалла [57].
Неравномерность пластической деформации в объеме группы зерен проявляется в том, что отдельные зерна, входящие в данную группу, деформируются неодинаково. По мере повышения напряжения в отдельных зернах пластическая деформация может начинаться намного раньше, чем в других. Макроскопическая неравномерность пластической деформации представляется как процесс неравномерного протекания пластической деформации в разных частях деформируемого тела, в результате чего при данной величине общей деформации в одних зонах фактические степени деформации оказывались больше этой величины, а в других - меньше. Автором в работе [36] показано, что плотность полос скольжения по поверхности образца, испытываемого на растяжение, неодинакова. Разница между наибольшими и наименьшими значениями плотности полос скольжения увеличивается по мере возрастания общей деформации образца. Образование шейки происходит в той части образца, в которой наблюдается наибольшая плотность. Но даже в процессе шейкообразования происходит деформирование зерен, не попавших в зону образования шейки.
Неоднородность пластической деформации отображает наличие в деформируемом твердом теле механического поля с двумя компонентами - трансляционной и ротационной [58]. Это ноле порождает как сдвиговые, так и поворотные процессы [2, 59, 60]. Их суперпозиция создает иерархию структурных уровней деформа їх ции. Так, трансляционные сдвиги внутри зерна создают поворотные моды деформации на более высоком структурном уровне - движение зерна в целом [59]. Для полного представления механизма пластического течения кристаллических тел недостаточно рассматривать только движение дислокаций по различным системам скольжения, составляющее лишь один структурный уровень деформации. Необходимо брать во внимание всю иерархию возможных структурных уровней деформации, классификация которых представлена в табл. 1.1. [61].
Эту иерархию можно представлять и в другом виде в зависимости от характера поставленной задачи. Однако суть будет одна: каждый структурный уровень испытывает макродеформацию по отношению к нижестоящему и микродеформацию но отношению к вышестоящему уровню. Например, в основе движения дислокаций лежит смещение атомов — это микродеформация по отношению к дислокационному уровню. В то же время движение дислокаций является микродеформацией по отношению к движению элементов субструктуры друг относительно друга [591.
Исследование пластической деформации началось на макроскопическом уровне. На этом уровне изучаются закономерности изменения свойств изделий и материалов, из которых изготовлены изделия, в процессе внешнего воздействия. Затем для объяснения полученных макроскопических закономерностей стали предлагаться различные элементарные механизмы пластической деформации, действующие па микроскопическом уровне. Однако посредством только одних элементарных актов пластической деформации описать наблюдаемые макроскопические закономерности не удалось. Необходимо рассмотрение коллективных действий различных дефектов кристаллической структуры, происходящих на мезоуров-не. Одним из таких коллективных эффектов является дислокационный ансамбль. Это понятие включает в себя участки материала со значительной плотностью дислокаций. Тогда упругое взаимодействие между отдельными дислокациями и их группами соизмеримо с действием на дислокаций внешнего приложенного напряжения. В таких условиях дислокации, стремясь к уменьшению энергии собственного суммарного упругого поля могут менять свое пространственное расположение и формировать различные субструктуры [61].
Аппаратура для регистрации акустической эмиссии
Существует ряд экспериментальных работ, показывающих корреляционные связи параметров сигналов АЭ с динамикой дислокаций. В работе [147] сопоставляются наблюдаемые при растяжении образцов из стали 10 дислокационные картины с записями скорости звука ЛЭ на разных этапах деформирования. Дислокационные картины изучались методом фигур травления. Проведенные исследования позволили установить, что интенсивность излучения сигналов АЭ сопровождается появлением большого числа фигур травления, причем увеличение скорости счета соответствует повышению их плотности. Это, по мнению авторов, служит доказательством того, что одним из основных источников АЭ является зарождение и движение крупных скоплений дислокаций.
Авторы работы [148] показывают, что скорость счета АЭ в процессе деформации монокристаллов LiF и NaCl определяется не плотностью подвижных дислокаций, а характером изменения этой плотности. Максимум АЭ совпадает с моментом, когда резко изменяется плотность подвижных дислокаций.
Другими доказательством дислокационных механизмов АЭ при пластической деформации является се отсутствие при сверхпластичности. Это убедительно показано в работах [149, 150], в которых изучалась АЭ при пластической и сверхпластической деформации двух сплавов Zn-0,4%A1 и Sn-38%Pb при комнатной температуре. Переход из одного состояния в другое осуществлялся за счет изменения скорости деформирования в пределах от 7,6х10"5 до 1,1x10" с"1 или размера зерна в диапазоне от 1 мкм до 35 мкм. Было показано, что в сверхпластнческом состоянии в сплаве Zn-0,4%A1, когда мелкозернистый сплав испытывается со скоростями деформирования, меньшими 4x10" с , число импульсов АЭ исчисляется несколькими десятками и приходится на начальную стадию. При скоростях вьине 4-Ю"2 с" АЭ резко возрастает до 65000 импульсов. У крупнозернистых несверхпла-стичных материалов при всех этих условиях испытаний наблюдается интенсивная АЭ. Как известно [56, 141], в условиях сверхпластичности основным механизмом пластической деформации является скольжение по границам зерен. Отсутствие АЭ при свсрхпластичсском течении можно рассматривать как свидетельство преобладающей роли внутризеренного консервативного скольжения дислокаций в генерации АЭ, а также как доказательство невозможности возникновения АЭ при зернограничиом скольжении, которое, по мнению некоторых исследователей [152, 153], может быть источником АЭ.
Одним из наиболее "шумных" процессов является двойникование. Наиболее полно как в теоретическом, гак и экспериментальном аспектах вопросы излучения упругих волн при двойпиковании изложены в работах Бойко В. С. и др. [154 - 162]. В этих работах изучено звуковое излучение, сопровождающее динамику двойиико-вания в кальците: выход отдельного двойника на поверхность кристалла, захлопывание двойника внутри кристалла, образование двойника под действием сосредоточенной нагрузки, приложенной к поверхности образца. Теоретической основой данных работ было представление о том, что тонкий упругий двойник в кальците представляет собой квазиплоское скопление двойникуюших дислокаций, которые в отсутствии внешней нагрузки могут разгоняться до больших скоростей за счет внутренних сил. В цикле работ, выполненных Бойко B.C. и др., удалось зарегистрировать два связанные с движением дислокаций акустических эффекта: излучение, появляющееся при аннигиляции дислокаций, и переходное излучение дислокаций, выходящих на поверхность кристалла.
Однако не во всех работах дислокационные механизмы являются основными. Как считают авторы работы [163], АЭ, генерируемая при пластической деформации алюминиевого сплава 7075-Т651, обусловлена растрескиванием вторичных фаз. Число различных включений в сталях (карбиды, силикаты, сульфиды и др.) составляет 1012 + 1015 на тонну и возможность их разрушения нельзя игнорировать даже при нагружении в упругой области. Другими словами, источниками АЭ при пластической деформации сталей могут быть разрушение карбидов, отслоение цепочек сульфидов, разрушение цементита [164]. Акустико-эмиссионная активность карбидов зависит от их формы. Однако данная закономерность не является доста 39 точно установленной, так как трудно описать истинную форму карбидов, от которой существенно зависит напряженно-деформированное состояние вокруг частиц.
Одним из механизмов АЭ при пластической деформации металлов может быть образование микротрещин [3, 165, 166]. С дислокационных воззрений образование и развитие трещин обусловлено движением дислокаций. В частности, микротрещины могут образовался при соединении скопления дислокаций около какого-нибудь стопора. Механизм излучения АЭ при дислокационном зарождении и продвижении микротрещин рассмотрены в работах [167, 168].
К настоящему времени накоплено большое количество данных по АЭ при пластической деформации металлов. Достаточно полные аналитические обзоры этих данных приведены в монографиях [5-8, 121]. Согласно этим обзорам основные закономерности АЭ при пластическом деформировании металлов заключаются в следующем: 1. Наличие двух типов АЭ - дискретной и непрерывной. Дискретная эмиссия наблюдается преимущественно в макроупругой области нагружения и перед разрывом образца. Непрерывная эмиссия - при пластическом течении металлов. При скоростях деформирования меньше 10"5 с" вместо непрерывной эмиссии регистрируется дискретная. 2. Для непрерывной эмиссии характерен эффект Кайзера, т.е. если образец первоначально деформирован и получены сигналы непрерывной АЭ, то при повторном нагружении этого образца до достигнутого ранее уровня не регистрируются сигналы непрерывной АЭ. Для дискретной АЭ этот эффект не выполняется. 3. Зависимости скорости счета, амплитуды сигналов АЭ от деформации представляют собой кривіле с максимумом. Положение этого максимума определя ется структурой исследуемого металла. Для материалов, у которых существует яр ко выраженная площадка текучести, максимум приходится на нее, причем наблю дается не один, а несколько максимумов. 4. Параметры сигналов АЭ линейно зависят от скорости деформирования. 5. Увеличение размеров исследуемых образцов приводит к увеличению значений некоторых параметров сигналов АЭ, причем наиболее вероятно, что существенно влияет длина рабочей части образца, а не сечение.
Основные принципы построения аппаратуры для измерения сигналов непрерывной акустической эмиссии при пластическом деформировании металлов
Испытания проводили со скоростью перемещения подвижной траверсы ЗхШ"5 м/с. В ходе испытаний постоянно осуществляли контроль за постоянством скорости перемещения траверсы с помощью установленного па подвижной траверсе датчика перемещений, который измерял величину перемещения траверсы относительно неподвижной опоры. Показания этого датчика регистрировали на ленте самописца.
При отдельных испытаниях для обеспечения полной гарантии отсутствия акустических шумов осуществляли ручное нагружение. В таких случаях для задания необходимой скорости перемещения подвижной траверсы перед испытаниями на ленте самописца, регистрирующего перемещение траверсы, проводили прямую, тангенс угла которой был равен контролируемой скорости перемещения подвижной траверсы. В ходе испытаний оператор, регулируя скорость вращения ручного привода, осуществлял нагружение таким образом, чтобы перо самописца шло строго вдоль начерченной прямой. Максимальное отклонение скорости перемещения подвижной траверсы от номинального значения в ходе испытаний не превышало 7%.
Для устранения АЭ в области крепления образцов отверстия в головках образцов засверливались диаметром меньшим, чем диаметр штифта. Затем непосредственно перед испытаниями продавливались тремя калибрами, имеющими разные диаметры. Проверка эффективности такой подготовки отверстий была проведена на партии, имеющих такие же габаритные размеры, как испытуемые, но в которых отсутствовала рабочая часть. Она показала, что в диапазоне нагрузках от нуля до нагрузки, на 10 % превышающей максимально возможную, АЭ не регистрируется.
Для обеспечения соосности пагружения перед началом испытаний образец с помощью юстировочных приспособлений устанавливали строго по оси нагруже 68 мия. Проверку правильности установки образца проводили следующим образом. Образец нагружали до нагрузки, составляющей 0,8 от предела упругости, с одновременной записью диаграммы "нагрузка - удлинение" и сигналов АЭ, затем разгружали до нулевой нагрузки. Так повторяли три раза. Если при этом линии нагрузки и разгрузки совпадают и отсутствуют сигналы АЭ, то испытания проводили. Если линии ие совпадали, то проводили доюстировку образца или заменяли образец на другой.
Для измерения деформации использовали фотоэлектрический преобразователь перемещений (ФЭП). Принцип действия его основан на изменении площади светового потока постоянной интенсивности [207]. Конструктивно он состоит из двух частей. Одна из них содержит источник света, прямоугольный растровый све-тоограничитель и полупроводниковый фотоприемник. Другая представляет собой подвижный светоограничитель. ФЭП крепили на образце таким образом, чтобы рабочий участок образца находился между двумя частями преобразователя, т.е. измеряли удлинение образца на базе, равной длине рабочего участка. Порог чувствительности ФЭП составляет 0,03 мкм при нахождении преобразователя в термостатированном обьеме, температура в котором в процессе измерений поддерживалась в диапазоне (20±0,2) С. Погрешность измерения удлинения при испытаниях зависела от масштаба записи удлинения на регистрирующем приборе. Минимальная абсолютная погрешность измерения удлинения составляла ±0,1 мкм. Для обеспечения данной погрешности в помещении, где проводились испытания, обеспечивали такие температурные условия, при которых колебания температуры не превышали ±1 С. Температура в помещении измерялась медным термометром сопротивления с непрерывной регистрации на автоматическом мосте КСМ4.
Регистрацию показаний і іреобразователей нагрузки и перемещений, а также прибора ИМ-1 в ходе проведения испытаний осуществляли комплектом стандарт ного оборудования, состоящим из 2 двухкоординатных потенциометров, 3 само пишущих вольтметров постоянного тока и быстродействующего самопишущего вольтметра. На двухкоординатных самописцах записывали диаграммы "нагрузка удлинение" и "напряжение на выходе ИМ-1 удлинение" с одинаковым масшта бом по оси удлинения. Вольтметрами регистрировали зависимости удлинения об 69 разца, перемещения подвижной траверсы и напряжения на выходе ИМ-1 от времени. Кроме того, временную зависимость напряжения на выходе ИМ-1 записывали на быстродействующем самопишущем вольтметре. Такая запись была необходима для разделения сигналов дискретной ЛЭ от сигналов непрерывной АЭ.
Градуировку системы измерения удлинения производили перед испытанием каждого образца с помощью оптикатора с ценой деления 1 мкм. Для этого с помощью специальных приспособлений после проверки правильности установки образца на образце закрепляли оптикатор так, чтобы он упирался в подвижный еветоог-раничитсль. С помощью юстировочного винта перемещали подвижный светоогра-ничитель. По показаниям оптикатора и двухкоординатных самописцев определяли масштаб показаний самописцев по оси удлинения.
Испытания образцов проводили по следующей программе. Часть образцов (не менее одной трети от всей партии образцов) последовательно нагружали и разгружали до исходной нагрузки, составляющей 0,1 от предела упругости, причем нагрузка каждого последующего цикла превышала нагрузку предыдущего. В диапазоне нагрузок от исходной до нагрузки, при которой постоянная составляющая напряжения на выходе ИМ-1 отклонялась от исходного положения на минимально регистрируемое значение, растяжение осуществляли с постоянной величиной приращения нагрузки за цикл, равной 0,1 от разницы между нагрузкой появления непрерывной АЭ и исходной. После появления непрерывной АЭ нагруженис проводили с постоянной величиной остаточного удлинения за цикл, равной 0,1 от значения конечного удлинения образца. Остальные образцы подвергали монотонному растяжению от исходной нагрузки до разрыва.
Численно-аналитический метод определения значений параметров тонкой структуры по одной линии
Все гипотетические источники АЭ при пластической деформации можно разделить на внутриобъемные и поверхностные. К первым относятся источники дислокации типа Франка-Рида, движение дислокации, разрушение неметаллических включений и др. К поверхностным - выход дислокации на поверхность, образование линий скольжения. Совершенно очевидно, что с увеличением геометрических размеров образцов общее число источников будет увеличиваться при условии, что все источники равномерно распределены по образцу. Тогда вне зависимости от типа источников с увеличением длины образца значения ППЭ сигналов АЭ при некоторой фиксированной величине деформации будут возрастать. Тип источников будет сказываться при изменении поперечного сечения образца. Особенно интересно влияние поперечного сечения образца иа величину ППЭ сигналов АЭ при растяжении с постоянной скоростью перемещения подвижной траверсы. Согласно выражению (3.30), если источники АЭ равномерно распределены по объему образца, то значения ППЭ сигналов АЭ будут увеличиваться при росте площади сечения образца. Если источники АЭ являются поверхностными, то зависимость J(FQ) будет носить сложный характер [13]. В случае испытания цилиндрических образцов эта зависимость будет представлять собой кривую с максимумом. Значение радиуса образца Ro6, при котором будет наблюдаться этот максимум, можно определить из выражения
Как видно из этой формулы, положение максимума зависит от длины образца, жесткости испытательной машины и коэффициента упрочнения. На рис. 3.7 показаны теоретические зависимости ППЭ сигналов АЭ от диаметра цилиндрических образцов для различных, длин рабочей части, построенные при значениях A",V/=4xlO Н/м и D т г " - 40000 МПа. На нем по оси ординат отложено отношение текущих значений ППЭ сигналов АЭ к наибольшему значению. В зависимости от со 96 отношения этих параметров будет наблюдаться либо возрастание значений J при увеличении сечения, либо уменьшение. Причем для стандартизованных образцов, как коротких, так и длинных, должно наблюдаться только возрастание значений ППЭ сигналов АЭ. Это и наблюдали практически все исследователи при изучении влияние объема образцов на параметры сигналов АЭ.
Для проверки правильности этого положения было проведено исследование влияния геометрических размеров на максимальное значение ППЭ сигналов АЭ, наблюдаемое на зависимости ППЭ сигналов АЭ от полной деформации [17, 40]. Исследование проводили на цилиндрических образцах, изготовленных из стали 30X1 СНА. Все образцы были закалены с 880 С в масло и отпущены при 380С. равны 40000 МПа. Были выбраны два предельных случая длины рабочей части образца. При длине 20 мм в соответствии с рис. 3.7 с ростом диаметра образца должно наблюдаться уменьшение максимального значения, а при длине 100 мм - наоборот возрастать. Минимальный диаметр рабочей части испытуемых образцов составил 3 мм. Образцы с меньшим диаметром имели после закалки большие отклонс 97 ния от соосности. Поэтому результаты их испытаний не учитывались. Испытания выполняли на испытательной машине УМЭ-1 ОТ, реализующей нагружение с постоянной скоростью перемещения подвижной траверсы, равной 1,7х10"5 м/с. Жесткость испытательной машины составляла 4,8хЮ7Н/м.
ГШЭ сигналов АЭ измеряли прибором ИМ-1, пьезопреобразователь которого устанавливали на торцевую поверхность образца и прижимали к ней с помощью пружины. Показания прибора регистрировали с помощью самопишущего вольтметра класса точности 1,0 в зависимости от времени нагружения.
На рис. 3.8 точками показаны значения ППЭ сигналов АЭ, соответствующие максимуму зависимости ППЭ сигналов АЭ от деформации для данной конфигурации образца. На этом же рисунке приведены теоретические зависимости, построенные на основе экспериментально определенного значения коэффициента упрочнения. Как видно, при длине рабочей части образца, равной 20 мм, максимальное значение ППЭ сигналов АЭ с увеличением диаметра сечения рабочей части образцов уменьшается, как и предсказывает теория для поверхностных источников АЭ. Будь источники АЭ внутриобъемной природы, то независимо от дайны рабочей части рост диаметра сечения образца приводил бы к увеличению максимального значения ППЭ сигналов АЭ.
Другим доказательством поверхностной природы источников АЭ служит следующий эксперимент 3]. Хорошо известно, что боковая поверхность цилиндра меньше боковой поверхности прямоугольного параллелепипеда одинакового сечения и длины, причем тем меньше, чем больше соотношение между размерами граней. Так, например, отношение площади боковой поверхности прямоугольного параллелепипеда с сечением 2x20 мм к площади боковой поверхности цилиндра, площадь сечения которого равна 40 мм , при одинаковой длине обоих равна 1,96. Следовательно, если источники АЭ при пластической деформации являются поверхностными, то полная энергия сигналов АЭ, излучаемая при растяжении образца с сечением 2x20 мм должна быть в два раза больше полной энергии, излучаемой при растяжении цилиндрического образца диаметром 7 мм.
