Содержание к диссертации
Введение
ГЛАВА 1. Литературный обзор 10
1.1. Деформационное упрочнение 10
1.1.1. Кривые «напряжение—деформация» 11
1.1.2. Изменение структуры холоднодеформированных металлов 16
1.1.3. Термодинамические характеристики наклепанного состояния 18
1.2. Возврат 20
1.2.1. Возврат механических и других свойств 22
1.2.2. Кинетика возврата 28
1.2.3. Выделение накопленной энергии и механизмы возврата 31
1.2.4. Влияние растворенных элементов на возврат 38
1.3. Сплавы системы алюминий-магний
1.3.1. Общая характеристика 40
1.3.2 Наклеп и возврат 43
1.3.3. Промышленные сплавы типа магналий 48
1.4. Постановка задачи исследования 52
ГЛАВА 2. Материал и методика исследования
2.1. Материал исследования и его обработка 54
2.2. Методика исследования
2.2.1. Исследование структуры 55
2.2.2. Механические испытания 55
2.2.3. Измерение удельного электросопротивления 56
2.2.4. Рентгеноструктурные исследования 56
ГЛАВА 3. Разработка теории прогнозирования механических свойств нагартованного сплава Амгб в процессе длительного хранения ...
3.1. Экспериментальное исследование явления возврата 58
3.2. Применимость теории Кульман-Коттрелла-Эйтекина 66
3.3. Анализ активационного объёма 72
3.4. Электронномикроскопические исследования 81
3.5. Измерения характеристического времени и энергии активации процесса возврата 90
3.6. Прогнозирование изменения прочностных характеристик изделий из сплава АМгб в процессе длительного хранения при комнатной температуре и в неизотермических условиях
3.6.1. Хранение при комнатной температуре 94
3.6.2. Учёт неизотермичности условий хранения 96
Выводы 102
ГЛАВА 4. Уточнённая теория возврата 105
Выводы 115
Заключение 116
Общие выводы и итоги работы 119
Список использованных источников 121
- Изменение структуры холоднодеформированных металлов
- Промышленные сплавы типа магналий
- Измерения характеристического времени и энергии активации процесса возврата
- Учёт неизотермичности условий хранения
Введение к работе
Актуальность проблемы. Летательные аппараты и устройства могут длительное время храниться в предпусковом или законсервированном состояниях. Но даже в таких условиях происходит изменение физико-механического состояния материала деталей. Помимо процессов коррозии и растрескивания в упруго напряженных узлах конструкции могут проходить процессы возврата нагартованных деталей, обусловленные стремлением структуры перейти в более равновесное состояние. Это стремление кинетически реализуется с помощью миграции вакансий, потоками которых управляют коллективные поля напряжений от дислокаций, заторможенных препятствиями различной природы. В итоге миграция точечных дефектов приводит в движение систему более массивных дефектов — дислокаций. Их движение сопровождается аннигиляцией, в силу чего уменьшается плотность дислокаций и, как следствие, предел текучести. Расчеты процессов возврата представляют для прочнистов трудную проблему, поскольку механические теории прочности, как правило, игнорируют те реальные дислокационные процессы и структурные изменения, которые происходят в ходе деформации и последующей выдержки.
Между тем в металловедении и металлофизике феноменология процессов возврата и кинетический механизм возврата изучены достаточно подробно для многих конкретных сталей и сплавов. Существует несколько дислокационных теорий возврата, каждая из которых применима для определенного круга сплавов. Поскольку эти теории предсказывает реалистичную зависимость предела текучести от времени возврата, то после установления физических и кинетических констант теории их можно использовать для прогнозирования долговечности эксплуатации деталей, работающих в условиях возврата, на основе металловедческих принципов. Такие методики актуальны в случаях, когда нужно решить вопрос — можно ли продлить срок эксплуатации
летательных аппаратов (в том числе одноразового использования), их наиболее важных узлов или уверенно предсказать длительность хранения деталей из упрочненного сплава, например, АМгб, широко применяемого в качестве конструкционного материала в авикосмической технике.
Безусловно, создание общей теории прогнозирования является проблематичным, поскольку поведение предела текучести у разных материалов пока не удается описать общим уравнением, но для деталей из определенных групп сплавов эта проблема может быть решена уже в настоящее время.
Задачи исследования. В работе ставилась цель создать на основе металловедческих принципов теорию прогнозирования ресурса работы (хранения) изделий из нагартованного сплава АМгб, применяемого для важнейших деталей летательных аппаратов, у которых в процессе эксплуатации при температуре близкой к комнатной наблюдаются явления возврата. Для достижения поставленной цели необходимо было решить следующие задачи:
экспериментально исследовать и проанализировать характер изменения предела текучести холоднодеформированного сплава во времени;
сравнить поведение предела текучести с предсказаниями существующих дислокационных теорий и подобрать для описания процессов возврата сплава (АМгб) теорию, которая бы максимально близко могла описать экспериментальные данные по кинетике возврата;
экспериментально определить все кинетические константы теории, так чтобы получить уравнение удобное для практического использования;
выяснить влияние температуры хранения и учесть в теории температурный фактор, поскольку в зависимости от способа хранения изделия могут пребывать либо в изотермических условиях (при комнатной температуре), либо испытывать погодные циклические изменения при наружном хранении;
— попытаться установить основные дислокационные процессы,
приводящие к аннигиляции дислокаций разных знаков и создать уточненную
теорию возврата, определяемую именно этими процессами возврата;
— выяснить возможность выделения частиц фазы (3 (AbMg2) в ходе
длительных выдержек при комнатной температуре, что может привести к
некоторому упрочнению.
Методы исследования. Методы выполнения поставленных задач включают анализ и обобщение литературе данных о возврате, экспериментальное исследование его кинетики, математическое моделирование явления возврата, сравнительный анализ результатов моделирования и экспериментальных данных с целью создания методики прогнозирования. Расчетная часть работы выполнена на персональном компьютере.
Научная новизна работы заключается в развитии теории возврата для нагартованных сплавов типа Al—Mg:
— показано, что для сплава АМгб снижение предела текучести при
длительной выдержке находится в линейной зависимости от логарифма
времени, такая зависимость следует из теории Кульман — Коттрелла —
Эйтекина;
разработан металловедческий подход, позволяющий определять кинетические константы теории V*, т0 и С, которые отличаются для разных сплавов и даже структурных состояний данного сплава;
на основе анализа экспериментальных данных по влиянию исходного уровня наклепа на скорость возврата и активационный объем установлены основные дислокационные механизмы, ответственные за возврат при комнатной температуре в сплаве АМгб;
разработана математическая модель, методика и компьютерная программа расчета для прогнозирования изменений механических свойств в
процессе длительного вылеживания (эксплуатации) сплавов Al-Mg, с учетом возможности изменения температуры в точке хранения;
— развита более общая теория возврата чем теория Кульман — Коттрелла — Эйтекина, уточняющая поведение предела текучести при очень больших временах выдержки.
Обоснованность и достоверность научных положений и выводов подтверждается соответствием принятых допущений характеру решаемых задач, корректностью принятых теоретических допущений, базирующихся на теории возврата и ползучести, адекватностью построенной модели, подтвержденной в ходе экспериментальных исследований, положительными результатами апробации на научных семинарах и конференциях.
Практическая значимость. На основании проведенных теоретических и экспериментальных исследований создана методика прогнозирования изменения механических свойств деформированных изделий во времени, удобная для практического использования металловедами и конструкторами, которая нашла применение в Государственном ракетном центре «КБ им. акдемика В.П.Макеева» (г. Миасс).
Личный вклад автора. Диссертация представляет собой обобщение результатов исследований, выполненных при непосредственном участии автора. Автором выполнено: подготовка образцов и проведение экспериментальных исследований, а также обработка полученных результатов. Автор принимал непосредственное участие в формулировке и записи решения уравнения возврата, а также в проведении теоретических расчетов. Обсуждение целей и задач работы, анализ ее результатов осуществляли совместно с научным руководителем.
Апробация работы. Результаты работы докладывались на XX Российской школе по проблеме проектирования неоднородных конструкций, Миасс, 2001 г.; ежегодных научно-технических конференциях Южно-Уральского государственного университета, Челябинск, 2000, 2001, 2002 г.
Публикации. Основные научные результаты работы изложены в следующих публикациях:
1. Мирзаев Д.А., Корягин Ю.Д., Добрынина Я.С., Звонков А.А. О
применимости теории Кульман — Коттрелла — Эйтекина // Известия
Челябинского научного центра, 2000. — Вып. 3. — С. 32—35.
().
2. Мирзаев Д.А., Корягин Ю.Д., Добрынина Я.С., Звонков А.А. Анализ
дислокационных механизмов возврата в деформированном алюминиево-
магниевом сплаве // Известия Челябинского научного центра, 2000. — Вып. 3.
— С. 36—41. ().
Мирзаев Д.А., Корягин Ю.Д., Добрынина Я.С., Звонков А.А. Прогнозирование возврата предела текучести холоднодеформированного сплава АМгб в процессе длительной выдержки при комнатной температуре // Известия Челябинского научного центра, 2001. — Вып. 2. — С. 46—51. ().
Мирзаев Д.А., Корягин Ю.Д., Добрынина Я.С., Звонков А.А. Уточнение теории возврата механических свойств применительно к сплаву АМгб // Известия Челябинского научного центра, 2002. — Вып. 2. — С. 16—22. ().
Мирзаев Д.А., Корягин Ю.Д., Добрынина Я.С., Звонков А.А. Разработка методики прогнозирования механических свойств в процессе длительного вылеживания на примере сплава АМгб // Проблемы проектирования неоднородных конструкций. Сб. трудов XX Российской школы. — Миасс: Челябинский научный центр УрО РАН, 2001. — С.270—277.
6. Мирзаев Д.А., Корягин Ю.Д., Добрынина Я.С, Звонков А.А. Разработка методики прогнозирования механических свойств в процессе длительного вылеживания на примере сплава 01570. // Наука и технологии. Сб. трудов XXI Российской школы. — М.: РАН, Отделение проблем машиностроения УрО РАН, 2001. — С. 178—185.
Изменение структуры холоднодеформированных металлов
Пластическая деформация вызывает в металле структурные изменения, которые условно можно разделить на три группы: а) изменение формы и размеров кристаллитов; б) изменение их кристаллографической пространственной ориентировки и в) изменение внутреннего строения каждого кристаллита [15].
Основное изменение формы кристаллитов состоит в том, что они вытягиваются в направлении главной деформации растяжения. С повышением степени холодной деформации зерна все более вытягиваются и структура становится волокнистой [16, 19].
При пластической деформации кристаллические решетки зерен приобретают преимущественную пространственную ориентировку, т.е. возникает текстура деформации. Возникновение текстуры является одним из важнейших следствий кристаллографической направленности скольжения в каждом зерне по определенным плоскостям и направлениям пространственной решетки. Характер текстуры деформации зависит от вида и условий обработки давлением и от природы металла. В деформированном металле не все кристаллы имеют идеальную преимущественную ориентировку. Совершенство текстуры возрастает с ростом степени деформации [17, 20 и др.].
Наиболее важное изменение внутреннего строения кристаллов при деформации металла — увеличение плотности дислокаций. При деформации на несколько процентов она возрастает до 108—109 см"2, а при сильной деформации — до 10 —10 см" [4, 15, 18 и др.].
Тонкое строение деформированных металлических кристаллов зависит от величины пластической деформации и температуры деформирования. При сравнительно небольших степенях деформации (обычно 4—7%) дислокации образуют скопления (или нагромождения) на плоскостях скольжения перед препятствиями [4, 15]. При этом в результате взаимодействия дислокаций при множественном скольжении, а также в зависимости от величины энергии дефекта упаковки (от различной возможности поперечного скольжения) в таких скоплениях чаще всего видны не отдельные дислокации, а сетки. Плоскими скопления являются только в особых случаях: деформация при низкой температуре или при весьма низкой энергии дефекта упаковки. В большинстве случаев сетки в скоплениях являются объемными. Форма сеток и их размеры для данного кристалла определяются условиями деформирования, главным образом степенью деформации [17].
При увеличении степени деформации уменьшается расстояние между отдельными сетками, сами сетки становятся более искаженными и мелкими, сгущения этих сеток перераспределяются и, наконец, образуется ячеистая структура, состоящая из чистых объемов, имеющих в поперечнике 1—2 мкм, разделенных граничными областями из сгущений сеток с очень высокой плотностью дислокаций [21]. Для ячеистой структуры характерна высокая напряженность и большая неоднородность в распределении дислокаций.
Прямые электронномикроскопические наблюдения показывают [17], что степени деформации, при которых в поликристаллах образуются дислокационные сетки и ячеистая структура, значительно меньше, чем в случае монокристаллов. В чистом алюминии начало формирования ячеистой структуры отмечается после прокатки с обжатием 5%. После деформации на 30% ячейки ограничены четкой сеткой дислокационных границ.
В поликристаллах также чем меньше энергия дефекта упаковки, тем при прочих равных условиях выше температура деформации, при которой начинает формироваться ячеистая структура, тем меньше размер ячеек при данной температуре и больше толщина стенок. Уменьшению размера ячеек способствует, кроме того, увеличение степени и понижение температуры деформации.
При больших степенях деформации (-70% и больше) плотность дислокаций резко возрастает, отдельные дислокации в стенках ячеек, как правило, не разрешаются, но скопление в стенках сохраняется. Так, в алюминии при больших деформациях малоугловые границы ячеек - стенки становятся более асимметричными и «скрученными», растет плотность дислокаций в стенках, но не внутри ячеек [21, 22].
Наклепанный металл отличается от ненаклепанного, или отожженного, многими свойствами. В микроструктуре при наклепе наблюдаются характерные изменения, которые могут быть связаны с такими механизмами пластической деформации, как скольжение и двойникование. Более тонкий метод -рентгеноструктурный анализ, позволяет выявить такие эффекты, как астеризм, размытие линий и диффузное рассеяние, свидетельствующие о различных видах нарушений в решетке, в частности, об. упругой деформации и образовании субструктуры и дефектов укладки. Кроме того наклепанный металл отличается от ненаклепанного тем, что наклеп меняет распределение несовершенств, имеющихся в решетке в отсутствии наклепа и может создавать новые несовершенства. Со структурными изменениями, происходящими при наклепе связаны изменения термодинамических свойств. Наклеп повышает внутреннюю энергию металла и делает его нестабильным по отношению к не наклепанному или отожженному. Эта нестабильность характеризуется увеличением свободной энергии и проявляется в склонности наклепанного металла к процессам возврата и рекристаллизации.
Энергия, накапливаемая при наклепе. Деформация решетки, происходящая при наклепе, может быть проанализирована с позиций первого закона термодинамики [23]: где АЕ - изменение внутренней энергии, Q - тепловой эффект (положительный, если тепло поглощается) и W - работа (положительная если она совершена над телом). АЕ равна накопленной энергии и обозначается Ен. Обычно накопленная энергия составляет лишь небольшую долю произведенной работы, основная часть которой немедленно переходит в тепло. Изменение энтропии при наклепе. Энтропия системы связана с ее разупорядочением или беспорядком со. Изменение энтропии процесса может быть выражено через эту величину, как
Пластическая деформация неизбежно вызывает увеличение беспорядка в деформированном теле, повышая тем самым его энтропию. Общее изменение энтропии равно [5, 24]
Промышленные сплавы типа магналий
Алюминиево-магниевые сплавы относятся к группе термически неупрочняемых деформируемых алюминиевых сплавов, которые применяются в качестве конструкционного материала во многих отраслях промышленности, в том числе и авиакосмической [79, 80, 81 и др.].
В системе А1—Mg образуется несколько химических соединений. Наиболее близкое к алюминию соединение Р (Al3Mg2) образует с твердым раствором на основе алюминия эвтектическую систему (рис.3.13). Эвтектическая точка соответствует 36,9 %Mg. Растворимость магния в алюминии довольна высока и составляет 17,4 %Mg при 450С и около 1,4 %Mg при комнатной температуре [82]. Однако при содержании 7 %Mg эти сплавы не обладают ни эффектом закалки, ни эффектом старения, образуя пересыщенные растворы; свойства их в отожженном, закаленном и состаренном состояниях практически одни и те же [83].
Основой поведения всех групп сплавов Al—Mg является состояние пересыщенного твердого раствора магния в алюминии: пока он сохраняется (вследствие пониженной концентрации или отсутствия условий, которые могут вызвать его распад), сплавы обладают высокой пластичностью и хорошей коррозионной стойкостью. При распаде пересыщенного твердого раствора и образовании непрерывных цепочек фазы (3 по границам зерен пластичность и коррозионная стойкость падают. Дальнейшее старение и отжиг этих сплавов, приводящих к коагуляции фазы (3 и образованию фазы Р, восстанавливают пластичность и коррозионную стойкость [84].
В этой связи очень большое значение имеют температура и длительность отжига. Оптимальный температурный интервал отжига сплава АМгб 310— 335С [85]. При этом достигается равномерное распределение фазы Р по зерну. При низких температурах отжига появляется нитевидное расположение фазы Р по границам зерен, при высоких — сохранившийся пересыщенный твердый раствор магния в алюминии способен распадаться при возможных технологических, эксплуатационных нагревах с образованием тех же нитевидных выделений фазы Р и соответствующим ухудшением коррозионной стойкости [86].
Магний существенно упрочняет алюминий. Каждый процент (по массе) магния повышает прочность алюминия примерно на 30 МПа. Относительное удлинение сохраняется достаточно высоким (до 11—12 %Mg). Сплавы, содержащие до 8 %Mg, термически не упрочняются. Лишь при содержании более 8 %Mg сплавы системы Al—Mg упрочняются в результате термической обработки [87, 88]. Однако деформируемые сплавы со столь высоким содержанием магния не применяют. При повышенной концентрации магния (более 6%) резко ухудшается коррозионная стойкость, сплавы становятся склонными к коррозии под напряжением. Причиной развития коррозии под напряжением является образование по границам рекристаллизованных зерен ободков выделений Р-фазы [82, 89 и др.].
Чтобы улучшить свойства, сплавы системы Al—Mg дополнительно легируют марганцем, хромом, титаном и ванадием. Марганец и хром упрочняют сплаЕЫ этой системы; 0,3—0,5 %Мп или 0,1—0,2 %Сг увеличивают временное сопротивление на 20—25 МПа. Марганец присутствует в виде дисперсных частиц фазы АІбМп, являющихся продуктами распада твердого раствора марганца в алюминии, образующегося при кристаллизации. Эти дисперсные частицы упрочняют сплав, затрудняют процессы, протекающие при рекристаллизации, и способствуют получению в полуфабрикатах более мелкозернистой структуры. Легирование сплавов системы Al—Mg хромом, титаном, и ванадием способствует более равномерному выделению Р-фазы и тем самым уменьшает их склонность к коррозии под напряжением. Небольшие добавки кремния (0,5—0,6 %) благоприятно влияют на свариваемость сплавов типаАМг[85,91].
Большое влияние на свойства сплавов системы Al—Mg оказывают ничтожно малые количества натрия (тысячные доли процента). Растворимость натрия и в жидком и твердом алюминии практически равна нулю. При кристаллизации на границах дендритов возникают прослойки из чистого натрия, температура плавления которого 96С. Поэтому сплавы типа магналий, загрязненные натрием, оказываются склонными к горячеломкости [82].
Отрицательно влияют на свойства сплавов АМг также железо и медь. Медь несколько повышает прочностные свойства сплавов, но снижает коррозионную стойкость и свариваемость, поэтому содержание меди в сплавах типа АМг не должно превышать 0,05...0,1% [84].
Ценность сплавов системы Al—Mg определяется сочетанием удовлетворительной прочности, высокой пластичности, хорошей способности к формообразованию, очень хорошей коррозионной стойкости. Отличительная особенность этих сплавов — прекрасная свариваемость, причем сварные соединения равнопрочны с основным материалом в отожженном состоянии [92, 94]. Особенно велико значение сплава АМгб — наиболее прочного из числа термически неупрочняемых сплавов.
Недостаток сплавов типа магналий — относительно низкий предел текучести. Чтобы повысить его эти сплавы подвергают холодной деформации.
Сплавы алюминий—магний относятся к весьма пластичным металлическим материалам. Из них изготавливают практически все виды полуфабрикатов: листы, плиты, прессованные изделия (прутки, профили, панели, трубы), поковки и штамповки, проволоку заклёпочную и сварочную. При производстве полуфабрикатов широко используют различные способы горячей и холодной обработки давлением. Горячей деформацией, ковкой и штамповкой на молотах и прессах получают кованые и штампованные заготовки для различных деталей сложной конфигурации. При производстве листов, тонкостенных труб, проволоки после предварительной горячей деформации (прокатки или прессования) заготовку подвергают холодной деформации: прокатке или волочению [80, 81, 83 и др.].
Деформация этих сплавов осуществляется посредством скольжения вдоль кристаллографических плоскостей [81, 89]. Наличие такого скольжения подтверждается на шлифах крупнозернистого материала. Линии скольжения и полосы деформации можно наблюдать при нагреве (старении), когда происходит образование выделений вдоль этих линий и полос [93].
Измерения характеристического времени и энергии активации процесса возврата
В производственных условиях между моментом окончания холодной деформации и моментом завершения изготовления образцов для механических испытаний проходит не менее 10—15 дней. Между тем, предел текучести очень сильно снижается за это время (рис.3.8). В тех же случаях, когда за изделием начинают наблюдать на месте хранения проходит почти месяц. Поэтому начальный после упрочнения предел текучести фактически не известен.
С другой стороны, степень холодной деформации для различных деталей неодинакова и это также приводит к неодинаковому исходному уровню предела текучести. Однако обратим внимание на одно упрощающее обстоятельство: по существу единственным параметром от которого зависит скорость возврата является активационный объем, а при исходном уровне предела текучести 350—420 МПа активационный объем меняется слабо (рис.3.9). В общем это означает, что при небольших изменениях исходного предела текучести кривые возврата смещаются параллельно друг другу в логарифмическом для времени масштабе.
Предел текучести сразу после упрочнения (ао) находим на основе массива экспериментальных данных ГРЦ «КБ им. академика В.П.Макеева» для двух серий образцов с разной степенью упрочнения (30% и 40 %), вырезанных из изделий. Эти серии условно обозначили А и Б. В се. экспериментальные точки для образцов как серии А, так и для серии В не лежат на одной прямой, что связано со статистическими эффектами, т.е. неодинаковостью исходного значения предела текучести. Поэтому мы ввели полосу разброса прогнозируемых значений предела текучести. Эта полоса определяется двумя прямыми с максимальным и минимальным значением ао Для образцов А (степень упрочнения 30%) наиболее высокое значение исходного (в упрочненном состоянии) предела текучести соответствует 1 году вылёживания. Имея в виду, что 1 год = 365,3-24 = 8767 час, a In 8767 = 9,0787, найдём на основе выражения (3.38) начальный предел текучести аах = 391,6 МПа. Напротив, наиболее низкое значение предела исходного текучести наблюдался для двух лет выдержки, аналогично находим о"1 =381,5 МПа.
Для более упрочнённых образцов Б максимальный исходный предел текучести ах = 403,7 МПа наблюдался для двух лет выдержки, а минимальный — после выдержки 0,1 года: CJ 1"1 = 390,9 МПа. Согласно уравнению (3.38) провели прогноз на 20 лет вылёживания при постоянной комнатной температуре в форме двух прямых, ограничивающих полосу разброса (см. табл. 3.5 и рис. 1.17).
Дальше в работе необходимо было учесть возможность изменения температуры в точке хранения. Допустим, что для места хранения изделий известна гистограмма распределения дней в году по температуре (рис. 3.16). Обычно её строят для постоянного интервала температур, например 5С. Обозначим через 7} срединную температуру /-го интервала. Если количество дней с температурами, лежащими в интервале / около 7} обозначить через «;, то отношение rij /Ъв5 = Pj представляет собой вероятность наступления температуры 7}, причё
Сравнив выражения (3.38) и (3.42), отметим, что учёт неизотермических условий хранения привёл к некоторому уменьшению коэффициента при 1пт — с 7,542 до 7,01 и привел к смешению прямых прогнозирования вверх на 24,11-14,32=9,79, то есть темп возврата оказался немного ниже вследствие более низкой, чем комнатная, средней температуры. Рассчитаем, основываясь на выражении (3.42), Сто — предел текучести сразу же после упрочнения. Для изделия А стах =377 МПа наблюдался после 1 года вылеживания, ст"1 = 366,5 МПа наблюдался через 2 года. Для изделия Б стах = 388,7 МПа соответствует 2 годам хранения, а стп = 377,5 МПа через ОД года хранения. В табл. 3.6, аналогичной табл. 3.5, приведены результаты прогноза для уже рассмотренных двух состояний упрочнения. Рассчитанные значения по уравнениям (3.38) и (3.42) приведены на рис. 3.17 в форме графиков прогноза свойств. На наш взгляд, согласие графиков прогноза с экспериментальными данными весьма хорошее. Из-за широкой полосы разброса различие прогноза для изотермических при 22С и неизотермических условий вылёживания оказалось небольшим, порядка 3 лет. Но, разумеется, формула (3.42) является более точной.
Учёт неизотермичности условий хранения
Работа посвящена одной из проблем, с которыми приходится сталкиваться при длительном хранении или эксплуатации летательных аппаратов и соответственно их узлов, а именно — возврату в нагартованных сплавах. В нашем случае речь идет о сплаве АМгб, который широко используется в качестве конструкционного материала в настоящее время. Эта проблема имеет для авиакосмической техники исключительное значение, поскольку возврат, какими бы причинами он не был обусловлен, приводит к непрерывному из года в год снижению пределов текучести и прочности сплава АМгб на 6—10 МПа. Следовательно, даже в условиях хранения прочность конструкции, содержащей узлы из холоднодеформированного сплава, снижается. Поэтому важно знать почему происходит возврат, как описать временной ход изменения a0i2 и о"в и как оценить остаточный ресурс эксплуатации и хранения изделия.
Анализ экспериментальных данных по исследованию возврата в холоднодеформированном сплаве АМгб показал, что 1) в этом сплаве действительно наблюдается падение пределов текучести и прочности во время выдержки при комнатной температуре, которое резко интенсифицируется при повышении температуры выдержки до 100С; 2) снижение прочностных характеристик обусловлено дислокационными процессами возврата, а вакансионные механизмы играют в этом случае незначительную роль; 3) при временах х х0 возврат в этом сплаве может быть количественно рассмотрен в рамках теории Кульман — Коттрелла — Эйтекина. Однако в ходе работы выяснилось, что использовать теорию в «первозданном» виде нельзя, ибо получается, что энергия активации возврата может оказаться равной нулю или отрицательной. Поэтому теория Кульман — Коттрелла — Эйтекина была в работе модифицированна. Для того, чтобы энергия активации возврата действительно совпала с энергией самоднффузии в сплаве в приближенную теорию была внесена поправка — а0 заменили на а0-а, a U0-V c на U0 - V ( J- G0 ), поскольку именно величина а0 - а снимается в ходе возврата. Вторая внесенная поправка учитывает возможные колебания температуры в местах хранения, поскольку параметры временной зависимости снижения предела текучести зависят от температуры. Поэтому провели усреднение линейных (по температуре) параметров по функции распределения температур в месте хранения. В соответствии с принятыми поправками получено простое уравнение, отражающее зависимость предела текучести от логарифма времени: a = GQ + 24,11 - 7,01-Inт.Проведенное прогнозирование изменения предела текучести для двух промышленных изделий, показало хорошее согласие экспериментальных данных и графиков прогноза.
Для выяснения поведения предела текучести при неограниченном возрастании времени в работе развита самостоятельная теория возврата, которая учитывает уменьшение скорости снижения предела текучести, по мере того как он приближается к исходному значению (а). Причем прогноз по уточненной теории показал, что темп возврата в действительности немного ниже, чем по предварительному прогнозу, что продлевает срок хранения (или эксплуатации) изделий еще на 3—5 лет.
Большое внимание в работе уделено выяснению внутренних процессов, приводящих к возврату. Как было выяснено из экспериментальных данных они происходят по дислокационным механизмам. В современных дислокационных теориях процесс возврата обычно связывают с механизмом переползания краевых дислокаций разного знака из своих плоских скоплений с последующей аннигиляцией или механизмом поперечного скольжения расщеплённых винтовых дислокаций, скопившихся у барьеров Ломера — Коттрелла при деформации гранецентрированных кристаллов. Но наш собственный анализ позволил сделать заключение, что за возврат в сплаве АМгб при комнатной температуре отвечает механизм, связанный со скольжением винтовых дислокаций со ступеньками либо с движением элементов дислокационной сетки, причем, как показали рассчеты, для обоих механизмов энергия активации возврата совпадает с энергией активации самодиффузии в сплаве.
Следует отметить, что не выясненной полностью осталась проблема выделения частиц второй фазы (Al3Mg2) при длительном хранении, выделением которой при комнатной температуре мы пренебрегали. Кроме того, проведенные электронно-микроскопические исследования не позволили однозначно установить механизм термическиактивировнного движения дислокаций.
Основным итогом работы является то, что в ней показана принципиальная возможность прогнозирования долговечности эксплуатации упрочненных деталей в зависимости от температуры хранения и исходной степени наклепа. Создана методика прогнозирования изменения механических свойств деформированных изделий во времени, удобная для практического использования металловедами и конструкторами в производственных условиях. А также внесен вклад в теоретическое изучение процессов возврата. 1. Процессы возврата в нагартованном сплаве АМгб с достаточной точностью описываются теорией Кульман — Коттрелла — Эйтекина, т.е. зависимость предела текучести от логарифма времени при длительных выдержках оказывается линейной. Анализ экспериментальных данных о возврате предела текучести холоднодеформированного сплава АМгб подтвердил существование линейной зависимости изменения предела текучести от логарифма времени выдержки. 2. Кинетическими параметрами теории, которые отличаются для разных сплавов и даже структурных состояний данного сплава, являются пределы текучести (GO И а), активационный объем при перемещении дислокаций (V ) и характеристическое время процесса (то), зависящее от температуры. Показана возможность расчета констант из экспериментальных данных.
