книги / Упругие и демпфирующие свойства конструкционных металлических материалов
..pdfА
Рис. 82. Схема распространения ультразвука в поликристалле при длине волны не много меньше размеров кристаллита
Из расчета следует,^что значения а обратно пропорциональны сред нему диаметру зерна D. Для оценки коэффициента поглощения ультра звука при \ > б используют другие физические представления— упруго однородные, упругоанизотропные среды, из которых следуют соотноше ния a<*D*f* и OL<"Uf2, где f — частота колебаний.
Л . Л . Рохлиным на основе учета напряжений и деформаций, возникаю щих при распространении ультразвука в поликристалле, предложен ме тод расчета коэффициента затухания, дБ/м, для любых соотношений X и D:
а = |
34,76 |
0 - |
sinAAr^b |
) 0 - |
sin/rfa |
( 100) |
|
а |
Akfb |
kfa |
|||||
|
|
|
|
||||
где |
а и Ь — размеры |
кристаллита в направлении, перпендикулярном |
|||||
распространению волн; kt = 2n/\t — среднее |
волновое число для попе |
речных волн в кристаллитах; Д/г, — среднее различие в волновых числах для продольных волн в соседних зернах.
Графическая зависимость имеет вид кривой с максимумом, а оценки а согласуются с результатами для частных случаев соотношений X и D.
При наличии в структуре избыточных фаз рассеяние энергии сплава (поглощение ультразвука) зависит от модулей упругости и плотностей структурных составляющих, от их размеров и взаимного расположения. Коэффициент затухания продольных волн в упругоизотропной матрице с включениями шаровидной формы, размер которых значительно меньше X, составля«1
<*= |
(101) |
171
где P0Q — относительное объемное содержание фазы; qe— параметр, учитывающий различия в упругих характеристиках и плотностях матри цы и фазы (включения); 0 В — средний диаметр включения. Значения а растут**#*/4, что соответствует рэллеевскому рассеянию.
На рис. 83 представлены расчетные значения коэффициента затухания для магниевых сплавов, в пределах порядка величины совпадающие с экспериментально определенными величинами. Форма и особенности рас пределения включений второй
а,дб/м |
фазы в сплавах, наличие пористо- |
|
сти требуют дополнительного ана |
|
лиза применимости расчетных |
|
оценок коэффициента затухания |
|
ультразвука. |
Рис. 83. Зависимость коэффициента затухания а, обусловленного рассея
нием энергии изолированными части цами вторых фаз в магниевых спла вах, от объемного содержания леги рующих элементов (продольные вол ны, 20 МГц, /Т = 10 мкм) (3 ]
Дислокационная компонента рассеяния ультразвука может быть оп ределена в рамках обсужденных выше модельных представлений. Сог ласно теории струны Гранато— Люкке, а = KoBpGj/*c, где К0— расчетный коэффициент; В — коэффициент сопротивления движению дислокаций.
Несмотря на известные ограничения исходных модельных представле ний, предсказываемая зависимость нашла хорошее эксперимен тальное подтверждение. Значимость дислокационной компоненты зату хания не ограничивается поглощением ультразвуковых колебаний, в рамках общих представлений о природе микропластического рассея ния энергии она широко используется при создании упругих элементов различных систем, работающих при звуковых колебаниях. Так, с целью максимального снижения дислокационного рассеяния энергии в пружин ных сталях создаются устойчивые полигональные структуры с закреп ленными примесными атомами, сегрегациями или выделениями дисло кационными стенками; для высокопрочных структурностабильных среднеуглеродистых сталей используют методы М ТО, ММТО и др.
Ослабление интенсивности прохождения ультразвуковых упругих волн возможно также вследствие теплообмена между местами сжатия
172
и растяжения (при сжатии— повышение, при растяжении — понижение температуры):
л 2 / 1 + ^ , 2 |
Ту? |
|
( 102) |
где у — коэффициент теплопроводности; ср — теплоемкость, отнесенная
к единице массы; Г — абсолютная температура; |
0— коэффициент линей- |
||||
Т аб л и ц а 8. Коэффициент затухания ультразвука в металлах и сплавах |
|||||
(продольные волны) [3 ] |
|
|
|
|
|
Материал |
Состояние |
Характеристика |
D, мкм |
а, дБ/м, |
|
|
|
|
структуры |
|
при 10 МГц |
|
|
|
|
|
(20 МГц) |
Zn |
Горячепрессован- |
Частично рекристая |
- |
500 -700 |
|
|
ный |
лизованная |
|
1430 |
|
Cd |
Кованый |
Равноосные зерна |
28 |
||
Sn |
м |
То же |
N |
130 |
2300 |
Pb |
|
60 |
2700-3300 |
||
Mg |
Горячепрессовэн |
Частично и полностью |
3 5 -7 5 |
||
|
ный |
рекристаллизованная |
|
(70 -180) |
|
|
Горячекатаный |
структура |
|
2 - 3 ( 5 - 8 ) |
|
MA17 |
Равноосные зерна |
10 |
|||
Mg (99,98 %) |
После выращи- |
Монокристалл |
— |
8 - 1 7 |
|
|
вания |
Деформированная и |
|
2 5 -1 2 0 |
|
Al |
Кованый и отож |
|
|||
|
женный |
рекристаллизован |
|
|
|
|
|
ная структура |
|
1 3 -1 4 |
|
Д16 |
После закалки и |
Рекристаллизован |
|
||
|
естественного |
ная структура |
|
|
|
|
старения |
|
|
100-200 |
|
АДЗ-1 |
Горячепрессован- |
Равноосные зерна |
1 —3 (3 —9) |
||
(17 -23 % |
ный |
|
|
|
|
Zn; 0,1 - |
|
|
|
|
|
0,2 % Mg; |
|
|
|
|
|
основа Al) |
После выращива |
Монокристалл |
|
1 - 7 |
|
AI (99,97 %) |
— |
||||
|
ния |
Рекристаллизованная |
100 |
9 7 0 -1 1 0 0 |
|
М1 |
Горячепрессова* I- |
||||
|
ный |
|
|
|
|
М2 |
Горячепрессован |
Рекристаллизован |
30 |
40 0 -4 60 |
|
|
ион |
ная |
|
|
|
БрХ0,8 |
Пи 1пн |
|
|
1000 |
900 -1270 |
БрАМц9-2 |
Деформированная Частично нагартован- |
145 |
1 5 0 -2 3 0 |
||
|
|
ная |
|
|
|
Л63 |
1орпчедоформиро-Рекристаллизованная |
28 |
4 0 0 -5 00 |
||
ЛС 59-1 |
миннмп |
Двухфазная струк |
— |
2 5 0 -3 00 |
|
|
|||||
|
|
тура (<х + 0) |
|
|
|
ХН77ТЮР |
Д|м)н>рмирпппн |
Равноосные зерна |
14 |
2(56) |
Н Ы Й И I I I I I H I W U I I
ими
173
Материал
Ti 2,6 %;
AI 0,36 % Сг
ВТ5
ВТ9
Fe
Сталь 40 >
У10
12Х18Н9Т
Мо
W
|
|
Продолжение табл. 8 |
||
Состояние |
Характеристика |
D, мкм |
а, дБ/м, |
|
|
структуры |
|
при 10 МГц |
|
|
|
|
(20 МГц) |
|
Кованый |
_ |
_ |
54(160-320) |
|
Деформирован- |
Однофазная струк- |
120 |
4 2 -5 0 |
|
ный |
тура |
_ |
|
|
$9 |
Двухфазная (а + 0)- |
15-19 |
||
|
||||
|
структура с малыми |
|
|
|
|
размерами фаз |
32 |
|
|
99 |
Равноосные зерна |
62 |
||
" |
||||
Перлит + феррит |
— |
68(300) |
||
9 |
Перлит |
— |
125-160 |
|
99 |
Равноосные зерна |
7,4 |
1,(25) |
|
|
||||
Горячее прессова Частично рекристал- |
- |
3,5 (5) |
||
ние порошка |
лизованная |
|
|
|
Литой и кованый |
Равноосные зерна |
18 |
1 (6) |
ного расширения. При частотах до 40 МГц эта компонента затухания, со* гласно расчетам Л. Л. Рохлина, незначима.
Таким образом, при создании сплавов с низким коэффициентом зату хания ультразвука в качестве основы следует использовать металл с малой упругой анизотропией и значениями модулей упругости и плот ностью, близкими к характеристикам твердого раствора.
Интерес к металлическим сплавам как материалам с особыми акусти
ческими |
свойствами в ультразвуковом диапазоне частот порядка |
5 — |
40 МГц |
при амплитудах деформаций ~ 1 (Г7 вызван прежде всего |
их |
успешным применением в качестве звукопроводов ультразвуковых линий задержки (табл. 8 ). Низкое затухание ультразвука в металле и малое изменение его скорости являются основными предпосылками для использования сплавов на его основе.
Высокая звукопроводность магния и его сплавов, низкая стоимость и легкость обработки сложных по форме изделий и достаточная устой чивость против механических повреждений предопределили Их широкое внедрение в нашей стране. На рис. 84 обобщены данные по влиянию ле гирующих элементов на коэффициент затухания и скорость ультразвука в магнии. Благодаря малой упругой анизотропии магния в сплавах на его основе удается сохранить низкий уровень внутреннего рассеяния энергии. Минимальное затухание ультразвука достигается в сплавах магния с церием, неодимом и иттрием при легировании ими в пределах твердого раствора. Растворимость церия и неодима в магнии с пониже нием температуры падает, что способствует выделению из пересыщен ного твердого раствора дисперсных соединений на дислокациях и созда нию при последующей обработке сплавов структур с мелким рекристаллизованным зерном. Одновременно церий и неодим [ при расчете доба-
174
сх,дб/м
Рис. 84. Влияние легирующих элементов на коэффициент затухания и скорости ультразвука в магнии (продольные волны, 20 МГц) [ 3]
вок на 1 % (по массе) ] относительно мало изменяют скорость ультра звука по сравнению с другими сплавами магния.
Магниевоцериевые и магниевонеодимовые сплавы с дополнительным легированием легли в основу создания промышленных сплавов для звукопроводов. Для получения сплавов в качестве основы для дополни тельного легирования используется сплав, содержащий мишметалл и
марганец: |
МДЗ-1— 0,5 — 0,2 |
% (по массе) |
мишметалла (или церия); |
0 ,1 5 -0 ,6 |
% Мп; основа Мд; |
М Д З -2 -2 -4 |
% Nd; 1,0— 1,5 % Са; 0,15— |
0,4 % Мп; |
основа Мд [ 3]. Содержание алюминия как случайной примеси |
в сплаве МДЗ-1 -0 ,1 %, в МДЗ-2 -0 ,0 5 %. При освоении сплава МДЗ-1 промышленностью был уточнен его состав, и он был включен в ГО С Т 14957-76 под маркой МА17 (0,7 -1 ,5 % Се, 0,2 -0 ,7 % Мп; основа М д). Основными полуфабрикатами являются горячекатаные плиты с очень
175
мелким, однородным по величине, рекристаллизованным зерном (0 ^ 1 0 мкм). Коэффициент затухания ультразвука сплава (продольные волны) составляет2 — 3 (при 10 МГц) и 5 — 8дБ/м (при2 0 М Гц ).
Близкие значения а достигаются на монокристаллах алюминия (99,97 %); алюминиевом сплаве АДЗ-1, содержащем ~20 % Zn; корро зионностойкой стали с мелким рекристаллизованным зерном, молибде не и вольфраме. Однако указанные материалы уступают сплавам магния по стоимости и технологичности, а использование стали, молибдена и вольфрама ограничено их высокой плотностью (возрастает собственная масса линий задержки). Кроме того, сплав МА17 обладает значительно меньшими потерями при возбуждении ультразвуковых сигналов в звукоп роводе и их приемом преобразователями.
6. Контактное рассеяние энергии в металлических системах
Композиционные материалы с развитыми межфазными границами, сочетающие достаточно высокие прочностные и демпфирующие харак теристики, позволяют значительно расширить температурную область их практического применения [ 164]. Считая, что воздействие фаз на свой ства композиции аддитивно и пропорционально их объемной доле, для материала с числом фаз N при фиксированной частоте колебаний предла гается следующая температурная зависимость внутреннего трения:
СГ1 |
(Т ) |
= 2 |
( Л Увн + Q~g, |
(103) |
|
|
/= 1 |
|
|
где |
Q g H ( Л |
— температурная |
зависимость внутреннего трения /-той |
|
фазы; |
\/вн — ее объемная доля; Q"1— межфазное (контактное) трение, |
обусловленное рассеянием энергии на некогерентных или лолукогерентных границах раздела.
Некогерентные границы между фазами характерны для пленочного
композита N i— SiO, |
полученного путем последовательной конденсации |
чередующихся слоев |
Ni и Si (многослойные конденсаты МСК) [1 6 5 ]; |
для композита AI — В, полученного диффузионным спеканием под дав |
|
лением чередующихся слоев фольги AI с однонаправленно уложенными |
|
волокнами В [ 166] |
и других систем. Межфазное трение Q~* в компози |
ционных системах типа металл— неметалл с некогерентными границами наиболее значительно при повышенных температурах, когда на границе раздела интенсивно протекают диффузионные процессы. Максимальный уровень затухания (^ д = 22 %) в отожженных пленочных МСК N i— SiO соответствует релаксационному пику внутреннего трения при 510°С, связанного с диффузией атомов Ni вдоль границы SiO.
В системе AI — В выше 400°С начинает развиваться химическое взаи модействие между волокнами В и А!, контролирующие это явление диф
176
фузионные процессы повышают вязкость межфазных границ. Если в области температур 20— 200°С демпфирующая способность композита A l - В на уровне |//д = 3 — 10 %, то при температурах ~400°С фд > 1 р %, что обусловлено вкладом G”1в общее затухание. Слабая связь компо нентов на межфазной границе также увеличивает межфазное трение Q~l благодаря проскальзыванию волокон при знакопеременном нагру жении.
В двухфазных системах с некогерентными межфазными границами, с взаимно нерастворимыми и невступающими в химические реакции ком понентами (например, в пленочном MCK N i-S iO ), согласно данным
Б.М . Даринского с соавт., возможно диффузионное перемещение границ
внормальном направлении в поле действующих напряжений. Концентра ция вакансий (межузельных атомов) у такой поверхности повышается (понижается) на АС $, пропорциональную нормальному напряжению as на межфазной поверхности: ACs = ±£los/kT, где Г2 — эффективный объем
межузельного атома или вакансии.
Возникающий градиент концентраций как в матрице, так и во включе нии вызывает диффузионный перейос вещества. Выход точечных дефек тов на межфазную поверхность способствует ее перемещению в нормаль ном направлении с конечной скоростью, намного меньшей скорости про скальзывания. Диффузионное течение наступает при сколь угодно малых напряжениях при достаточно высоких температурах, когда диффузион ные процессы достаточно интенсивны. Пластическое течение, являющееся пороговым эффектом, наступает при больших нагрузках и низких тем пературах, вызывая дополнительное рассеяние энергии упругих колеба ний (межфазные потери на некогерентной границе).
А. П. Яковлевым с сотр. [ 167] выполнены систематические исследова ния демпфирующих свойств волокнистых композиционных систем. Демпфирующая способность стеклопластиковых образцов с дискретны ми волокнами диаметром 0,01 — 0,02 мм зависит от длины волокон как в исходном состоянии, так и после предварительного статического нагру жения. При одинаковой длине волокон предварительное растяжение повышает затухание колебаний композита почти в 1,5 раза, рост декре мента колебаний зависит и от исходной длины волокон.
Результаты исследований цельных и слоистых образцов из стеклотекстолитов СТЭФ, СФ-1, НФД-180, ФДМ-1-0,1 показали, что в составных образцах, полученных путем склейки из двух частей с помощью клеев и мастик ЭД-С, 88 Н, ЛН, ГЭН-150, относительное рассеяние энергии достигает 14 30 % (в 2 - 5 раз выше, чем у цельного).
Для композиции о сторжня с непрерывными однонаправленными во локнами и степенной зависимостью рассеяния энергии в материалах волокон и мшрицм приводится методика расчета декремента продоль ных колебании
177
5 _ Аопв- и аеВо^~'
1 + ot/J |
(104) |
|
|
где А, В, n, Аг — параметры, определяемые опытным путем; |
а = £ м/£в; |
/3= VM/VB (£ м/ £ в и VM, ^ — соответственно модули |
упругости и |
объемы матрицы и волокон). |
|
Для практических расчетов используют номограммы с различными от ношениями а. Соответствие расчетных характеристик эксперименталь ным значениям декремента колебаний подтверждено для композицион ных систем с матрицей из сплава Д16 и волокон из стали 65Г, с матрицей из меди и вольфрамовых волокон.
Высокая демпфирующая способность алюминия, армированного волокнами окиси кремния, коррозионностойкой (нержавеющей) сталью (Бекер), волокнами кремния [168] (рис. 85), предопределила их практическое использование в качестве звукопоглощающих материалов. Путем изменения укладки армирующих элементов можно управлять рассеянием энергии в материале конструкции в широких пределах.
В композитах типа металл— металл, получаемых направленной крис таллизацией эвтектических сплавов, совместной прокаткой в глубоком вакууме при высоких температурах, волочением проволоки из одного металла в оболочке другого до высоких степеней обжатия, реализуется прочная металлическая связь между компонентами. Амплитудная зави симость затухания композиций с металлической межфазной связью изу чена на примере многожильного композита Си — Сг [169] и одножиль ного Си — НТ50 (50 % Nb, остальное Ti) [ 170], где практически исключе-
Рис. 85. Расчетные (/, 4) и экспериментальные (2, 3) зависимости демпфирующей способности от амплитуды деформации для композиций:
1, 2 —алюминий— окись кремния; 3, 4 — алюминий— нержавеющая сталь [ 168)
Рис. 86. Амплитудная зависимость внутреннего трения эвтектической композиции Си - Сг и меди. Цифры у кривых - скорость кристаллизации [ 164)
178
ны потери энергии на механическое проскальзывание по границам разде ла. Многожильный композит изготовлен направленной кристаллизацией эвтектического сплава Си — 1,3 % Сг методом Бриджмена, одножиль ный— прессованием составной заготовки из сплава НТ50 в медной обо лочке с высокой степенью обжатия при 700°С с последующим волочени ем в проволоку.
На амплитудных зависимостях внутреннего трения композиций обна ружен максимум (рис. 86), высота которого зависит от условий получе ния композиции и степени ее дисперсности. Однако обнаруженные раз личия в рассеянии энергии между композициями и их составляющими полностью устраняются отжигом при сравнительно низких температурах
(250— 300°С).
Высокопрочные композиты типа металл - металл с плотным распреде лением включений поперечного размера менее 1 мкм получают методом in situ из литого или направленно закристаллизованного двухфазного сплава с последующим сильным обжатием. Включения эффективно пре
пятствуют движению дислокаций |
матрицы (межфазные |
границы). |
При аномально высокой плотности |
дислокаций в матрице |
(например, |
М О 13 см"2 для композита Си — 12,5 % Nb) в наиболее тонких включени ях обнаруживаются участки, практически не имеющие дислокаций [171]. В зависимости от среднего диаметра включений (степени обжа тия) наблюдаются монотонное изменение характеристик прочности, твердости и экстремальные зависимости затухания колебаний и модулей
упругости композита. В |
литых ц направленно |
закристаллизованных |
слитках системы A l - C u |
эвтектического состава |
на кривых СГ1 (0 В) |
обнаружен максимум 0 " ^ ах ~ 6,5 •10"2, на кривых £ (£>в) и G (0 В) — ми нимумы в интервале диаметров Бв = 50 — 60 нм.
Для объяснения эффектов высокого рассеяния энергии Е1ыдвигаются различные дислокационные механизмы. Так, для объяснения экстре мальных зависимостей СГ1(DB) выдвигается гипотеза о сопоставимо сти диаметров включений с размерами источников Франка-Рида, что приводит при определенных их размерах к торможению границами рас ширяющихся дислокационных петель. Однако обобщение этих воззре ний пока преждевременно из-за ограниченного опубликования экспери ментальных материалов.
С. А. Головиным с сотр. [141, 142] было обращено внимание на воз можность создания вибропоглощающих композиционных систем путем рассеяния энергии на некогерентных границах фаз в порошковых мате риалах, полученных из тугоплавкого порошка, пропитанного жидким легкоплавким металлом или сплавом. Такие системы представляют практический интерес как материалы, способные выдерживать тепло вые удары и демпфировать резонансные колебания. Отметим здесь воз можности этих систем для исследования процессов, приводящих к плав лению наполнителя и возникновению на границе раздела жидкая—
179
твердая фаза (см. рис. 70). Максимум затухания при температуре плав ления наполнителя обнаружен для многих пористых структур типа туго
плавкий металл— легкоплавкий металл |
с взаимно нерастворимыми и |
не вступающими в химические реакции |
компонентами Fe — Pb, Fe — ла |
тунь, Fe — Си [ 141, 142], Ni — РЬ [ 172], Си — РЬ, М |
о -[С и -7 2 % (ат.)Ад] |
[ 173]. Для композиции Fe — РЬ с плотностью 8,2 |
г/см3 демпфирующая |
способность при температуре плавления свинца возрастает почти в 30 раз, в то время как модуль упругости уменьшается скачком практи чески до значения, соответствующего пористой матрице. В системе Ni — РЬ [172] композит при температурах 320— 325°С достигает значе ний фд = 30 %, когда свинец становится жидким — фа — 1,5 %.
Аномальное рассеяние энергии при температурах начала плавления наполнителя при нагревании (или конца затвердевания при охлаждении) композиции во многом обусловлено вязким проскальзыванием по гра ницам раздела матрица— наполнитель. В пористых структурах на основе железа при температурах, меньших предплавильных для наполнителя, имеются и другие максимумы затухания, связанные, по-видимому, с процессами механического проскальзывания по границам раздела матри ца — наполнитель, подобно жестким блокам.
Слоистые и многослойные материалы, обладающие высоким уровнем демпфирования, разрабатываются весьма интенсивно. Широко ведется поиск вибропоглощающих тонколистовых материалов с неметалличе скими, металлическими и комбинированными слоистыми покрытиями [167]. Многослойные композиции (МСК) на основе алюминия сплавов (Д16, АМ тб), сталей (СтЗ, 08кп, Х15Н30ВМТ) с неметаллическими покрытиями из герметиков, эластомера, хлорвинила, клеев, пластмасс, виброизоляционных материалов, мастик используют в авиационной, сельскохозяйственной (кожухи, насадки, удлинительные трубы газо турбинных двигателей, кабины самоходных сельскохозяйственных ма шин и т.д.) и других областях техники. Характер амплитудной зависи мости рассеяния энергии двухслойных систем в ряде случаев отличается от таковой для основы композита и зависит от толщины покрытия. Декремент колебаний МСК растет с увеличением толщины неметалли ческого слоя нелинейно (за исключением герметиков).
Эффективность демпфирующего воздействия металлических слои
стых покрытий изучали на латунях |
(ЛС59-1, Л62, Л062-1) и титановых |
||
сплавах |
(ВТЗ-1, В Т8 ). Применение тонких покрытий из пластичных ма |
||
териалов |
(олово, |
серебро) на образцах из латуней при соотношениях |
|
толщин |
покрытия |
и металлической |
основы 0,0025— 0,00375 оказалось |
неэффективным (рост фд до 2 0 % ). |
Однако МСК на основе сплавов ти |
||
тана с покрытиями из слоев меди |
(0,015— 0,05 мм), никеля (0,015 - |
||
0,03 мм), хрома |
(0,03— 0,04 мм), нанесенными в порядке возрастания |
||
упругих |
и уменьшения пластических свойств материала покрытий, по |
180