Содержание к диссертации
Введение
1. Долговечность металлов и сплавов при циклическом нагружении 8
1.1. Кинетическая концепция прочности и долговечности металлов 8
1.2. Влияние частоты циклического нагружения на долговечность 28
1.3. Основные пути повышения усталостной прочности и долговечности деталей машин при циклических нагрузках 40
2. Объект и методы исследования 45
2.1. Методика выращивания монокристаллов 45
2.2. Методика изготовления поликристаллических образцов алюминия 47
2.3. Методика ультразвуковых испытаний 49
2.4. Методика изготовления образцов для электронномикроскопиче-ских исследований 53
2.5. Методики рентгенографических исследований 55
2.6. Методика получения покрытия SiC на поверхности стали ЭПЗЗ 60
3. Долговечность и структура монокристаллов алюминия подвергнутых ультразвуковому нагружению 61
3.1. Структура исходных монокристаллов алюминия 61
3.2. Долговечность монокристаллов при ультразвуковом нагружении 64
3.3. Распределение температуры вдоль металлического стержня в условиях ультразвукового знакопеременного деформирования 68
3.4. Субструктура монокристаллов после ультразвукового нагружения 75
3.5. Долговечность крупнокристаллических образцов при ультразвуковом деформировании 118
3.6. Структура крупнокристаллического алюминия после ультразвукового нагружения 121
3.7. Долговечность и структура поликристаллического алюминия с зерном диаметром 50 мкм и меньше 138
4. Долговечность стали эпзз при ультразвуковом нагружении 161
4.1. Сталь ЭПЗЗ 161
4.2. Выбор покрытия для стали ЭПЗЗ 165
Основные результаты и выводы 175
Список литературы 178
- Основные пути повышения усталостной прочности и долговечности деталей машин при циклических нагрузках
- Методика изготовления образцов для электронномикроскопиче-ских исследований
- Распределение температуры вдоль металлического стержня в условиях ультразвукового знакопеременного деформирования
- Долговечность и структура поликристаллического алюминия с зерном диаметром 50 мкм и меньше
Введение к работе
Актуальность темы. Современная техника предъявляет постоянно возрастающие требования к свойствам конструкционных материалов, среди которых важнейшее место занимают металлы и их сплавы. Успех решения проблемы создания новых материалов с заданными свойствами во многом определяются глубиной раскрытия характера структуры и физической сущности процессов, управляющих ее формированием. Имеется много отраслей техники, где высокочастотные механические колебания имеют существенное значение. Интенсивные вибрации деталей могут возникнуть на частотах, находящихся в различных точках звукового диапазона, вплоть до диапазона ультразвуковых частот. В современных летательных аппаратах возбуждение высокочастотных нагрузок в несущих конструкциях может возникнуть из-за аэродинамического взаимодействия с окружающей средой и действия интенсивных акустических полей, создаваемых реактивными двигателями.
Особое место при эксплуатации авиационно-космической техники занимает усталостная долговечность при ультразвуковом нагружении. Усталостная долговечность (число циклов нагружения, которое выдерживает материал перед разрушением при определенном напряжении) и предел выносливости - основные характеристики, определяющие надежность деталей при эксплуатации авиационно-космической техники.
Однако большинство исследований металлов и сплавов при ультразвуковых нагружениях проводилось в условиях интенсивного охлаждения образцов (водой или жидким азотом), в то время как в реальных условиях разрушение деталей (при воздействии ультразвука) может происходить в условиях интенсивного «саморазогрева» на воздухе, когда в металле могут иметь место динамический возврат и динамическая рекристаллизация, существенно изменяющие исходную структуру детали.
Работа выполнена в соответствии с координационным планом научно-исследовательских работ по «Реализации региональных научно-технических программ Центрально-Черноземного района».
Цель работы. Установить пределы изменения усталостной долговечности алюминия марки А999 при ультразвуковом воздействии в условиях «саморазогрева» на воздухе в зависимости от его исходной структуры, а также провести выбор покрытия для конструкционной стали ЭПЗЗ с высокой износостойкостью и жаростойкостью с целью повышения ее усталостной долговечности и предела выносливости. Обе части работы связаны одной целью - достижение высокой усталостной долговечности при ультразвуковом нагружении в условиях «саморазогрева».
Для достижения поставленной цели необходимо решить следующие задачи:
исследовать влияние ориентации монокристаллов алюминия на их усталостную долговечность при ультразвуковом воздействии;
изучить методами электронной, оптической микроскопии и рентгено-структурного анализа структуру моно- и поликристаллов после ультразвукового воздействия в зоне разрушения;
РОС НАЦИОНАЛЬНА)) I БИБЛИОТЕКА |
' о» iooYwV.7|
изучить влияние размера зерна и текстуры поликристаллического алюминия на усталостную долговечность образцов при ультразвуковом воздействии;
рассчитать распределение температуры вдоль алюминиевого стержня в условиях ультразвукового знакопеременного деформирования;
изучить микроструктуру моно- и поликристаллических образцов алюминия в зависимости от величины напряжений и температуры в различных сечениях этих образцов после ультразвукового нагружения;
проанализировать физико-механические свойства твердых материалов, применяемых для покрытий стальных деталей. Для конструкционной стали ЭПЗЗ, применяемой в авиационно-космической технике выбрать покрытие с высокой износостойкостью и жаростойкостью, повышающее долговечность деталей при ультразвуковом нагружении.
Объекты и методы исследования, В качестве объекта исследования был выбран алюминий марки А999 и конструкционная сталь ЭПЗЗ.
Усталостная долговечность изучалась на ультразвуковой резонансной установке. Исследование структуры проводилось методами оптической, электронной микроскопии и рентгеноструктурного анализа.
Основные положения, выносимые на защиту:
результаты экспериментальных исследований усталостной долговечности при ультразвуковом деформировании растяжение-сжатие в условиях «саморазогрева» на воздухе и ее связь с кристаллографической ориентировкой монокристаллов алюминия, размером зерна и присутствием текстуры в поликристаллических образцах;
исследование механизмов разупрочнения монокристаллов и поликристаллов алюминия при ультразвуковом деформировании растяжение-сжатие в условиях «саморазогрева» на основе изучения микроструктуры образцов методами оптической, электронной микроскопии и рентгеноструктурного анализа;
выбор покрытия для конструкционной стали ЭПЗЗ с целью повышения ее износостойкости и долговечности.
Достоверность основных положений и выводов диссертационной работы обеспечивается корректностью постановки задачи, обоснованностью используемых теоретических зависимостей, проведением эксперимента по усталостной долговечности с необходимым набором статистических данных и основывается на комплексном использовании взаимодополняющих высокочувствительных стандартных методов оптической, электронной микроскопии и рентгеноструктурного анализа.
Научная новизна: впервые установлено, что в зависимости от кристаллографической ориентировки отожженных монокристаллов алюминия усталостная долговечность их в условиях «саморазогрева» до 500 С на воздухе при ультразвуковом воздействии и одинаковом значении амплитуды напряжения <*ш= 40 МПа (растяжение-сжатие) изменяется примерно в 50 раз.
- долговечность зависит от определенной для каждого монокристалла
геометрии скольжения, приводящей к накоплению в них дислокаций с задан
ными векторами Бюргерса в определенных плоскостях скольжения при дефор
мации на начальной стадии воздействия ультразвука.
максимальная долговечность наблюдается в монокристаллах, в которых направление приложения напряжения растяжение-сжатие совпадает с направлением <111>.
в поликристаллах с уменьшением диаметра зерна от 2 мм до 3 мкм долговечность увеличивается в 4 раза. Максимальная долговечность при ультразвуковом воздействии получена в поликристаллах алюминия с аксиальной текстурой и зерном около 1+0,5 мкм. Усталостная долговечность в поликристаллических образцах с текстурой при одинаковом напряжении в 9 раз больше, чем в поликристалле с диаметром зерна 2 мм и в 470 раз больше, чем в монокристалле с одной первичной системой скольжения и осью роста <321>.
основным процессом, ответственным за разупрочнение монокристаллов перед разрушением, является динамический возврат с интенсивной полигони-зацией в зоне разрушения и вблизи ее, а в поликристаллах в зоне разрушения всегда наблюдается динамическая рекристаллизация, протекающая с высокими скоростями.
Практическая значимость. Для конструкционной стали ЭПЗЗ, применяемой в авиационно-космической технике для повышения усталостной долговечности, износостойкости и жаростойкости использовано покрытие карбидом кремния. Предел выносливости при частоте 19 кГц стали ЭПЗЗ с покрытием карбидом кремния увеличился на 20 %, а долговечность образцов этой же стали с покрытием при от=500 МПа в три раза выше, чем долговечность образцов, не содержащих этого покрытия.
Результаты исследования внедрены на ФГУП «Турбонасос» и получен положительный эффект.
Личный вклад автора. Исследована зависимость долговечности от кристаллографической ориентации отожженных монокристаллов алюминия при ультразвуковом воздействии.
Установлено влияние диаметра зерна и текстуры с осью <111> на долговечность поликристаллического алюминия при ультразвуковом воздействии.
Для повышения усталостной долговечности и предела выносливости стали ЭПЗЗ предложено покрытие карбидом кремния SiC с высокой износостойкостью и жаростойкостью.
Апробация работы. Основные положения и научные результаты диссертации докладывались и обсуждались на Всесоюзном семинаре и Международном симпозиуме «Прочность материалов и элементов конструкций при звуковых и ультразвуковых частотах нагружения» (Киев, 1981, 1984); Всесоюзной конференции «Методика и техника ультразвуковой спектроскопии» (Вильнюс, 1980, 1984); Всесоюзной научно-технической конференции (Запорожье, 1983); Международной научно-технической конференции «Медико-экологические информационные технологии» (Курск, 2001); научно-отчетной конференции
(Воронеж, 2001, 2002); Российской научно-технической конференции «Современные проблемы сварочной науки и техники «Сварка-97»» (Воронеж, 1997); Международной научно-технической конференции «Материалы и упрочняющие технологии» (Курск, 1997); Всероссийской научно-технической конференции «Методы и средства измерений физических величин» (Нижний Новгород, 1998).
Публикации, Основные результаты диссертационной работы опубликованы в 18 печатных работах.
В работах, опубликованных в соавторстве и приведенных в конце автореферата, лично соискателю принадлежит изготовление и усовершенствование ультразвуковой установки [1, 3, 4, 7], планирование и проведение эксперимента, обработка результатов [6, 9, 15] и творческое участие в их анализе, а также написание статей.
Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, четырех глав, заключения, списка литературы из 143 наименований, приложения. Основная часть работы изложена на 177 страницах, содержит 115 рисунков и 18 таблиц.
Основные пути повышения усталостной прочности и долговечности деталей машин при циклических нагрузках
Здесь рассматриваются только факторы, определяющие долговечность металлов, не связанную с внешним трением и износостойкостью.
Физико-механические параметры, структура и напряженное состояние поверхностного слоя деталей машин отличаются от свойств всего объема металла и поэтому большинство отказов деталей машин от усталости связано с процессами, протекающими в поверхностных слоях. Специфической особенностью поверхностного слоя является возникновение внутренних остаточных напряжений, которые сохраняясь в детали, алгебраически складываются с рабочими (внешними) напряжениями и усиливают или ослабляют их [20]. Особо опасны растягивающие напряжения, которые приводят к снижению усталостной прочности и долговечности деталей машин [97]. Знак остаточного напряжения зависит от того, какие факторы - силовые, температурные или структурные - преобладают в процессе формирования поверхностного слоя [39]. Более 80 % поломок и аварий при эксплуатации машин происходит от усталости [88, 3]. Первичные усталостные трещины почти всегда возникают в поверхностном слое толщиной 0,05-0,2 мм и обычно в поверхностных зернах, поврежденных действием предшествующей обработки.
Разработано много методов, позволяющих изменять строение и свойства поверхностных слоев деталей и повышать их долговечность. К основным методам упрочняющей обработки, повышающих их долговечность, относятся термическая, химико-термическая, термомеханическая обработки, поверхностное пластическое деформирование, нанесение электротермических, химических, неметаллических покрытий.
Благодаря высокой твердости (HRC 49-70) поверхностного слоя (мелкоигольчатый мартенсит) и наличия остаточных напряжений сжатия детали после поверхностной закалки обладают высокой усталостной прочностью [39, 86, 96]. После химико-термической обработки в результате образования в поверхностном слое мелкодисперсных частиц карбидов, нитридов, боридов увеличивается твердость и в поверхностных слоях возникают остаточные напряжения сжатия, что приводит к повышению усталостной прочности деталей [26, 92, 96]. Применение поверхностно-пластической деформации (ППД) - дробеструйного наклепа, галтовки, обкатывания, чеканки - позволяет эффективно влиять на повышение долговечности деталей, работающих в условиях циклической нагрузки. Перспективными направлениями поверхностного упрочнения являются методы электроискрового легирования деталей, нанесения плазменных покрытий [66].
Решающим фактором, определяющим долговечность деталей при циклических нагрузках, является величина, знак и характер распределения остаточных напряжений на поверхности детали [118, 98]. Максимум сжимающих напряжений у поверхности детали наблюдается после закалки ТВЧ, поверхностного наклепа, азотирования, цементации и при определенных условиях борирования. Максимальные растягивающие напряжения у поверхности возникают после нанесения гальванических покрытий или при обезуглероживании деталей из углеродистой стали. При нанесении покрытий гальванотермическим методом максимум сжимающих остаточных напряжений располагается у линии раздела защитный слой - подложка.
В табл. 1.4 [127] приведены способы поверхностного упрочнения деталей, толщина упрочняемого слоя, знак остаточных напряжений и изменение усталостной прочности при низкочастотном нагружении в процентах. Из табл. 1.4 видно, что цианирование или нитроцементация наиболее эффективна среди всех видов химико-термической обработки. Борирование, очень эффективное для повышения износостойкости, мало повышает усталостную прочность, очевидно вследствие многочисленных трещин в борсодержащем диффузионном слое. Наибольшее повышение усталостной прочности, а, следовательно, и долговечности, можно достичь при дробеструйной обработке. Однако, очевидно, неравномерное распределение наклепа по поверхности детали может значительно снизить процент повышения усталостной прочности. Напыление, наплавка и электролитическое покрытие уменьшают усталостную прочность деталей.
В табл. 1.5 [9] показано влияние способов упрочнения поверхности сталей на повышение их долговечности при ультразвуковом нагружении с частотой 19 кГц при одинаковом значении максимального амплитудного напряжения. Как видно, обработка поверхности сталей лазером, которая приводит к появлению в поверхности мартенсита, увеличивает значение кт = т0С[ЛцСХ. Здесь Тис - долговечность образцов без обработки поверхности, а тСбР долговечность таких же образцов после обработки поверхности. Закалка ТВЧ и цементация дает значение кт = 1,25-1,45. Гальванотермическое покрытие никелем (разработка технологии произведена в КБХА г. Воронежа) повышает долговечность образцов на 35 — 45 %. Гальваническое покрытие никелем почти не повышает долговечность сталей. Обезуглероживание понижает долговечность сталей 45 и 34ХНЗМ на 20 %. Сравнение результатов, приведенных в табл. 1.4 и 1.5, дает сопоставимые результаты. Таким образом, применение ультразвуковых испытаний для определения влияния покрытия на усталостную прочность и долговечность образцов дает сопоставимые результаты с обычными низкочастотными усталостными испытаниями. Итак, как следует, из вышеприведенного литературного обзора довольно редко встречаются работы, в которых долговечность материала при воздействии ультразвука исследуется в условиях «саморазогрева» образца. Не встречаются работы, в которых изучено влияние кристаллографической ориентировки монокристаллов на их долговечность при ультразвуковом воздействии. Решению этих вопросов и была посвящена основная цель работы, изложенная ниже.
Методика изготовления образцов для электронномикроскопиче-ских исследований
Полигональная структура сохраняется в зоне разрушения и вблизи ее (2-3 мм) (рис.3.62, 3.63), но наблюдаются значительные скопления дислокаций вблизи границ субзерен, больше угол разориентировки субзерен, чем вдали от зоны разрушения. Размер субзерен в зоне разрушения больше и может достигать 10 мкм. Плотность дислокаций внутри субзерен в зоне разрушения выше, чем вдали от нее. Принципиальных различий в элетрономикроскопических снимках в монокристаллах с разной ориентацией продольной оси не обнаружено. Для сравнения приведен электрономикроскопический снимок (рис.3.64) с деформированного растяжением монокристалла алюминия при комнатной температуре. Видна ячеистая дислокационная структура с размером ячеек около 1 мкм, но границы ячеек размыты и отсутствуют четкие субграницы.
Таким образом значительные скопления дислокаций вблизи границ субзерен, больше угол разориентировки субзерен, чем вдали от зоны разрушения. Размер субзерен в зоне разрушения больше и может достигать 10 мкм. Плотность дислокаций внутри субзерен в зоне разрушения выше, чем вдали от нее.
Таким образом основным процессом ответственным за разупрочнение монокристаллов на установившейся стадии деформирования является динамический возврат. Температура даже вблизи свободного конца образца выше 0,4 Тпл, К.
При высоких температурах одновременно с процессом активной деформации в кристаллах происходят процессы поперечного скольжения винтовых дислокаций, переползания краевых, аннигиляции и перестройки дислокаций в сплетениях. В результате этого дислокации занимают положение с минимумом энергии, чему отвечает конфигурация в форме ячеек с четко сформированными границами. При деформации растяжением-сжатием, г.ц.к. кристаллов с повышением температуры должны накапливаться дислокации с превалирующей краевой компонентой [124], что должно приводить к образованию субграниц наклона. Образуются стабильные одно и двух дислокационные границы наклона [103,11].
Температура деформации, равная Тперех = 0,40-0,45 Тпл, К является особой температурой [63]. Она разграничивает две температурные области деформаций. В пределах низкотемпературной области деформация протекает со значительным упрочнением, обусловленным накоплением дислокаций в решетке. При этих температурах термическая активация еще не достаточна для интенсификации процессов динамического возврата. В высокотемпературной области степень деформационного упрочнения быстро уменьшается с температурой в связи с развитием динамического возврата, снижающего возможность накопления дислокаций в решетке. В пределах второй температурной области (выше 0,45 Тпл) углы разориентировки уменьшаются с увеличением температуры при всех значениях деформации [63], при этом Тпер выявляется при относительно малых скоростях деформирования порядка 10" с" . Согласно [63] увеличение скорости нагружения способствует более быстрому накоплению дефектов в кристаллической решетке и уменьшает вероятность возврата. Но при высокоамплитудном ультразвуковом воздействии на материал при высокой температуре происходит усиленная генерация вакансий, что существенно ускоряет процесс динамического возврата. Поэтому, очевидно, мы не наблюдаем подавления возврата при нагружении монокристаллов ультразвуком с частотой 19 кГц.
Крупнокристаллические образцы получались отжигом мелкокристаллических образцов при 600 С в течение часа. Средний размер зерен этих образцов составлял 2-3 мм.
На рис.3.65 представлена диаграмма, на которой на оси абсцисс отложен логарифм числа циклов (N), которое выдержал образец до разрушения, а на оси ординат значение стт. Как видно из рисунка большинство точек на этой диаграмме расположено около прямой напряжение - логарифм числа циклов до разрушения. Значительно отстоят от этой прямой только три точки. Так как образцы крупнокристаллические, то в одном поперечном сечении в зоне разрушения образца находилось 3-5 зерен. И если большинство из этих зерен имеет фактор Шмида близкий к 0,5, то такой образец имел малый предел текучести, поэтому разрушался при меньшем значении ст и меньшем числе циклов. Долговечность крупнокристаллических образцов, укладывающихся на одну прямую при большем значении амплитудного напряжения, меньше, чем у монокристаллов с осью растяжения совпадающей с направлением 111 , но больше, чем у всех остальных монокристаллов. При малых значениях ат это различие исчезает.
A999 (средний размер зерна равен 2-3 мм). На кривых am =f(x) в начальный момент наблюдается интенсивный рост ат. Затем происходит снижение амплитудного значения напряжения с переходом на участок постоянного или почти постоянного значения стт вплоть до разрушения образца. Время переходного процесса тем меньше, чем больше стт. На начальной стадии деформирования, когда образец не успевает разогреться, упрочнение является определяющим процессом, поскольку максимальные значения амплитуд напряжений были выше статического предела текучести сго,2 для алюминия.
Распределение температуры вдоль металлического стержня в условиях ультразвукового знакопеременного деформирования
Магистральная трещина проходит как по телу зерна, так и по границам зерен. Структурные исследования зоны разрушения, приграничных областей и самих зерен показали, что зародыши рекристаллизации образуются в узкой области (2 мм), прилегающей к зоне трещины, проходящей по телу зерна. В остальных местах формируется структура динамического возврата. Рекристаллизованные зерна имеют размеры около 30 мкм, что на два порядка меньше размеров исходных зерен, и произвольные ориентировки. При ат = 38 МПа разрушение происходит через 1-Ю6 циклов колебаний. Продолжительность установившейся стадии деформирования в данном случае превышает 60-70 % времени жизни образца до разрушения и потеря его макроскопической устойчивости обусловлена уже не образованием шейки, а прохождением магистральной трещины. Рекристаллизованные зерна наблюдаются в узкой области, примыкающей к магистральной трещине, и в областях, примыкающих к макротрещинам, образующихся в устойчивых полосах скольжения. Внутри исходных и вновь образованных зерен наблюдается субзеренная структура, сформировавшаяся в результате динамического возврата. Ультразвуковое деформирование с амплитудой ат = 20 МПа приводит к разрушению образца через N = 107 циклов колебаний. Формирование макротрещин в данном случае обусловлено образованием и ростом микротрещин в устойчивых полосах скольжения. Структурные изменения определяются динамическим возвратом на установившейся стадии ультразвукового деформирования.
Итак, как показывают структурные исследования, основными процессами, ответственными за разупрочнение при ультразвуковом воздействии и сопутствующем ему нагреве, являются динамический возврат и динамическая рекристаллизация с одной стороны, и трещинообразование с другой. Конкуренция между этими процессами во многом определяет кинетику разрушения материала. Характерной особенностью высокоамплитудного ультразвукового воздействия на материал является усиленная генерация вакансий [8] и их сток к поверхности образца, приводящий к притуплению вершин микротрещин и способствующий росту пористости приповерхностных слоев материала. Последнее обуславливает рост локальных микронапряжений в приповерхностных слоях, вследствие чего развивается процесс образования зародыша шейки [91, 29].
На рис.3.72-3.74 приведены панорамные снимки с поверхности образца, сделанные на разных расстояниях от зоны разрушения образца № 2 (am = 35 МТТа). На большом расстоянии (40 мм) от зоны разрушения на фоне сложного рельефа поверхности, обусловленного сложной геометрией скольжения, видны отдельные трещины вблизи поверхности с притуплёнными вершинами. Ближе (35 мм) у поверхности видны трещины с острыми вершинами. На расстоянии 16 мм рельеф становится еще более грубым и уже в середине образца видны трещины с притуплёнными вершинами. На расстоянии 6-8 мм от зоны разрушения в образце обнаруживаются макротрещины, перерезающие значительную часть образца (рис.3.75), такие видны многочисленные поры разной величины. Ближе к зоне разрушения поры обнаруживаются по границам зерен и образуются протяженные полосы (рис.3.76). В зоне разрушения обычно присутствуют крупные поры (рис.3.77).
При понижении амплитуды деформации динамический возврат не обеспечивает притупления вершин трещин в устойчивых полосах скольжения и, вследствие этого, процесс локализации деформации в них приобретает необратимый характер [29]. Кроме того, релаксация напряжений в этом случае обеспечивается еще и межзеренным проскальзыванием.
При дальнейшем же понижением амплитуды деформации до значений, соответствующих области многоцикловой ультразвуковой усталости, разрушение преимущественно идет с образованием трещин в устойчивых полосах скольжения. При этом в областях продвижения трещин создаются условия для образования неоднородной субзеренной структуры.
При ультразвуковом деформировании монокристаллов с большими значениями ат их разрушение, как и в поликристаллах идет с образованием шейки, температура в зоне разрушения достигает 770-800 К, т.е. 0,8 Тпл. Время деформирования образцов при Т 0,5 Тпл составляет 50 % всего времени до разрушения. Однако в отличие от поликристаллов, в зоне шейки имеется четко сформированная структура полигонизации. Рекристаллизованные зерна обнаруживаются только в отдельных монокристаллах в узкой (примерно 1-1,5 мм) области, примыкающей к зоне разрушения. Средний размер рекристаллизованных зерен 30 мкм.
Таким образом зародыши первичной рекристаллизации образуются только в зоне, прилегающей к зоне отрыва, как и в монокристаллах, подвергнутых статической деформации растяжением [103,11].
Оказалось, что процесс динамической рекристаллизации, как в монокристаллах, так и крупнозернистых поликристаллах приводит во всех исследованных образцах к образованию зерен примерно одинаковой величины («30 мкм), их величина слабо зависит от амплитуды ультразвуковых колебаний и при амплитудном значении напряжения, большем статического предела текучести, по-видимому, определяется динамикой ультразвукового нагружения.
Поверхность излома поликристалла со средним размером зерна 2 мм носит неоднородный характер (магистральная трещина проходит как по телу зерна, так и по границам зерен). Фрактографическое исследование макро- и микрорельефа боковой поверхности образцов позволило установить наличие макротрещин в границах зерен и в полосах сброса (рис.3.78). В отдельных случаях наблюдаются макротрещины и в теле зерна, не связанные с его деформационным рельефом, а сформированные только из-за высоких напряжений в поликристалле. Микрорельеф боковой поверхности похож на микрорельеф пластичного излома. Фрактография поверхности излома разрушенного образца обнаруживает значительную неоднородность (рис,3.79). Так, микрорельеф поверхности трещины, проходящей по границе зерна, характерен для хрупкого излома. Пластический излом наблюдается на поверхности, сформированной трещиной, проходящей по телу зерна. Большое число трещин проходит по границам зерен, возникших в процессе первичной рекристаллизации.
Долговечность и структура поликристаллического алюминия с зерном диаметром 50 мкм и меньше
В монокристаллах с осью роста 321 при растяжении действует одна первичная система скольжения и только когда ось кристалла достигает симметра-ли, начинается скольжение в двух системах. При этом дислокации вторичной системы могут вступать в реакции с дислокациями первичной системы и образовывать «сидячие» дислокации Ломера-Коттрелла или так называемые барьеры Ломера-Коттрелла, вектор Бюргера, которых не лежит ни в одной из возможных плоскостей скольжения. Перед барьерами Ломера-Коттрелла скапливаются дислокации. Упругие поля напряжений от таких скоплений обуславливают резкий подъем упрочнения на кривой зависимости - сдвиговое напряжение от величины сдвига в плоскости скольжения. Однако в монокристаллах 321 ориентировка кристалла при ультразвуковом нагружении меняется мало и вторичная система скольжения может действовать только в шейке формирующейся перед разрушением образца.
В кристаллах 211 с самого начала нагружения образцов действуют две системы скольжения, накапливаются дислокации «леса», что повышает предел текучести и, следовательно, их долговечность по сравнению с кристаллами 321 . К тому же значение напряжения сдвига при 40 МПа у кристаллов 211 несколько меньше, чем у монокристаллов 321 .
Монокристаллы с осью роста 100 имеют одинаковое значение напряжения сдвига с монокристаллами 211 , но в них может с самого начала деформации действовать 8 систем скольжения. Дислокации, накапливающиеся в четырех плоскостях скольжения {111}, могут образовывать «сидячие» дислокации Ломера-Коттрелла в двух разных направлениях семейства 110 [87]. Поэтому у таких кристаллов при ат = 40 МПа КТ = 15.
В монокристаллах с ориентировкой оси роста вдоль 111 при деформации растяжением с самого начала действуют 6 систем скольжения и могут образовываться барьеры Ломера-Коттрелла в трех разных направлениях семейства 110 ; к тому же фактор Шмида у них намного меньше других кристаллов и поэтому значение напряжения сдвига у монокристаллов 111 минимально, а
Кт - 53 при стт = 40 МПа. Образование пространственной совокупности барьеров Ломера-Коттрелла согласно [84, 104] затрудняет протекание дислокационного возврата и приводит к сильному упрочнению монокристаллов 111 при деформации растяжением. Отклонение направления 111 от оси роста на 4-7 снижает значение Кт в три раза.
Последнее обусловлено тем, что отклонение от оси на 4-7 сразу снижает число эквивалентных систем скольжения, и как следствие снижает вероятность образования барьеров Ломера-Коттрелла. Только у монокристаллов с осью роста 1П отклонение оси роста от направления 111 значительно изменяет фактор Шмида. Так при отклонении оси растяжения от направления 111 на 20 фактор Шмида увеличивается с 0,27 до 0,4.
Поэтому решающую роль в понижении долговечности образцов при отклонении оси роста на 4-7 от направления 111 играет фактор снижения числа эквивалентных первичных систем скольжения.
Определенная для каждого монокристалла геометрия скольжения приводит к накоплению в них дислокаций с заданными векторами Бюргерса в определенных плоскостях скольжения. Это предопределяет дислокационные реакции, возникновение сидячих дислокаций, сеток Франка и малоугловых границ заданного типа, что позволяет получать монокристаллы с различной долговечностью. При снижении амплитуды напряжения до 30 и ниже МПа, увеличивается долговечность и уменьшается различие в долговечности кристаллов 111 и 100 относительно долговечности монокристаллов 321 .
Последнее, вероятно, обусловлено тем, что при повышение долговечности от 1-5 с до 100-500 с при снижении амплитуды напряжения с 50-70 МПа до 15-20 МПа в условиях «саморазогрева» при ультразвуковом воздействии в значительной мере нивелирует различие в исходной дислокационной структуре разных кристаллов, созданной на стадии упрочнения холодного образца.
Для установления влияния на долговечность монокристаллов алюминия развитой субструктуры, полученной до нагружения образцов ультразвуком, кристаллы с осью роста 111 и 211 были подвергнуты деформации растяжением при Т = 480 С.
Степень деформации образцов была равна 5 %. На рис. 3.96 и 3.97 приведены две Лауэграммы снятые с монокристаллов после деформации при 480 С.
Видны длинные полосы астеризма, которые состоят из множества четких и мелких рефлексов. Лауэпятна такого вида свидетельствует о формировании в монокристаллах развитой субструктуры. Угол разориентировки соседних субзерен составляет 10-20 , а размер порядка 10 мкм. У кристаллов с осью роста 211 , вероятно вследствие более простой геометрии скольжения при растяжении, субзерна видны четче, чем у монокристаллов с осью роста 111 .
Коэффициент Кт у двух таких монокристаллов с осью роста 211 оказался в среднем равным 4, т.е. несколько больше, чем у монокристаллов 211 , не подвергнутых предварительной деформации при высоких температурах.
Коэффициент Кт у двух таких же монокристаллов с осью роста 111 оказался в среднем равным 60, т.е. также большим чем у монокристаллов 111 , не подвергнутых предварительной деформации растяжением при высоких температурах.
Итак, развитая субструктура в монокристаллах повышает их долговечность при воздействии ультразвука, но значительно меньше, чем границы зерен в мелкокристаллических (3 мкм) образцах. Воздействие ультразвука на поликристаллические образцы приводит к увеличению плотности дислокаций в среднем на два порядка. При этом как и в монокристаллах наблюдается хорошо сформированная трехмерная ячеистая дислокационная структура. Распределение дислокаций крайне неравномерно. Дислокации как правило, сосредоточены в вытянутых клубковых образованиях или сплетениях.
Дислокации извилисты и несут на себе высокую плотность ступенек. Наблюдаются мелкие дислокационные петли. У границ зерен скапливается большое число дислокаций. Видимо, границы зерен являются преимущественными источниками зарождения новых дислокаций под действием знакопеременных напряжений.
Характерной особенностью дислокационной структуры при ультразвуковом воздействии является наличие сильно удлиненных скоплений дислокаций, состоящих в основном из призматических диполей, присутствие множества порогов на дислокациях [64, 69].
Отмечается, что с ростом температуры образцов при ультразвуковом на-гружении число дислокационных петель и порогов на дислокациях увеличивается. Показано также, что чем выше предел текучести исходного металла, тем продолжительнее должно быть ультразвуковое воздействие для достижения постоянной плотности дислокаций в образце. Пороговая амплитуда напряжений, при которой начинается размножение дислокаций в кристаллах под действием ультразвука составляет 0,4-0,5 от предела текучести [69].
