книги / Синергетика и усталостное разрушение металлов

Рис.3 го соотношение (5) можно также представить в виде

on

Зависимость (11) для ряда металлов представлена на рис.3.Так как для многих металлов G/E&Q,4,то соотношение (11) можно приближенно пред­ ставить как

Из проведенного анализа можно сделать вывод,что параметр Дгдля дан­ ного материала пропорционален отношению энергий для критических дила­ таций и дисторсии в точке бифуркации,характеризующей достижение кри­ тического уровня запасенной энергии в локальном объеме,при котором не­ большие флуктуации способны под действием энтропийных сил иницииро­ вать спонтанный процесс самоорганизации диссипативных структур.Вэтой точке энтальпия становится равной энтропии.Так как в интервале темпера­ тур от комнатной и ниже Дгслабозависит от температуры,то значение Дг целесообразно детерминировать, рассчитав Атпритемпературе 273 К. Так как для многих сплавов на одной и той же основе Ат такжеслабо зависит и от химического состава, целесообразно для практических целей рассчи­ тать среднее значение Дгдля группы сплавов. Такие осредненные значения Дг,приведенные к комнатной температуре (обозначены через Д) ряда ма­ рок стали, титановых и алюминиевых сплавов, приведены в табл. 2-4 по данным [12-15] (для сплавов А1 расчеты Д выполнены Поповым Е.А.,

Пойдой И.В.и Кунавиным С.А.).

и

талл-нагружающее устройство рассмотрим условие реализации неравно­ весных фазовых переходов при пластическом деформировании металлов и сплавов. В.А.Павлов [5] на основе анализа структуры и свойств .метал­ лов и сплавов с предельно высокой степеньюдеформации пришел к выво­ ду,что в области высоких степеней деформации происходит процесс аморфизации структуры кристалла, приводящей в конечном итоге к формиро­ ваниюаморфной фазы. Эта аморфная структура является результатом процессов диспергирования и накопления дефектов решетки при развитии

ротационных мод деформации. Фазовый переход из кристаллического сос­ тояния в аморфное в соответствии с работой [5] реализуется при достиже­

нии критических размеров кристаллических блоков и накопления дефек­ тов решетки. При этом процесс растянут во времени, так каккритические условия реализуются не сразу во всем материале, а в отдельных локаль­ ных областях. Наиболее убедительные данные о наличии фазовых перехо­ дов при пластической деформации были получены при комплексном иссле­ довании влияния легирования железа и никеля кремнием на их структу­ ру,механические и физические (магнитные) свойства.

Выбор кремния в качестве легирующего элемента обоснован тем,что он способствует образованию аморфного состояния сплава.Исследовали спла­ вы следующего состава (в мае. %): Ni + 1%Si, Ni-H-2,9%Si, Ni60Fe40 + l%Si, Ni60Fe*0 + 4,6%Si,Fe+1%Si,Fe + 3,2%Si (электротехническое желе­ зо). Исследования показали,что легирование Fe и Niкремнием приводит к немонотонной зависимости напряжения течения, твердости и магнитных свойств в области предельно высоких степеней деформации собразованием минимумов и максимумов. Отмечено улучшение магнитных свойств при достижении предельно высоких степеней деформации, что соответствует появлению в структуре аморфной фазы.Этот вывод подтвержден электрон­ но-микроскопическими исследованиями, показавшими,что после деформа­ ции, отвечающей ф= 99,0%и минимуму электромагнитных потерь, струк­ тура сплава Fe —3,2%состояла из двух фаз:кристаллической с сильно иска­ женной решеткой, характеризующейся на электронограммах сильно размы­ тыми дифракционными максимумами, и аморфной, характеризующейся

сплошнымиразмытымгало.. Полученные результаты хорошо согласуются с более ранними электромикроскопическими исследованиями ”in situ*' эволюции дислокационной структуры металлов у кончика трещины при ее росте [18-20].

Исследования проводили на утоненных объектах из никеля и алюминия чистотой (99,99%), сплавов циркония с 1%ниобия (до и после облучения), аустенитной нержавеющей стали СОХ16Н55НБ, а также пленках тех­ неция, меди, железа, аморфного сплава Fe-Ni, полученных напылением в ионном разряде или ионно-точечным вакуумным распылением металла на кристалл каменной соли. Использование тонких пленок,полученных этим способом, позволило получить равномерные по толщине пленки,что обеспе­ чивало возможность изучения микропроцессов разрушения в колонне электронного микроскопа с наблюдением за эволюцией разрушения ”in situ” по всей толщине пленки. Для исследования процессов, происходя­ щих в тонкой структуре тонких пленок в процессе пластической деформа­ ции, образцы пленки помещали на специальнуюподложку из платины или меди толщиной 50 нм. Деформирование образцов на подложке проводи­

14

ли с помощью приспособлений для растяжения к электронному микро­ скопу JEM1000СХ и Темскан-ЮОСХ. Скорость перемещения захватов приспособления составляла 0,05 мкм/мин.

Проведенные эксперименты показали,что протекание процессов пласти­ ческой деформации и разрушения в пленках и утоненных объектах из мас­ сивных материалов идентично. Так как во всех исследованных материалах (кроме аморфной пленки) кинетика процессов была подобной,рассмотрим ее на примере алюминия (испытывали образцы размером 2X4 Х0,3 мм).

При прохождении пучка электронов через образец образуется один пря­ мой пучок и дифрагированные пучки. Если с помощью апертурной ди­ афрагмы объективной линзы выделить центральный пучок и получить изоб­ ражение в этом пучке, то изображение будет светлопольное. Изображение может быть получено любым из дифрагированных пучков или путем смещения диафрагмы в сторону от центрального положения, пока она не пропустит через себя дифрагированный пучок,или таким наклоном освети­ тельной системы электронного микроскопа,чтобы дифрагированный пучок проходил по оси объективной линзы. Врезультате получается темнополь­ ное изображение. Используя эту методику, получили важные сведения о поведении объекта под нагрузкой.

При исследовании алюминия с помощью режима микродифракции по­ лучали электронограмму от участка образца с микротрещиной, проводи­ ли индицирование электронограмм и далее получали электронно-микро­ скопические микрофотографии участка объекта в прямом и дифрагиро­ ванных пучках. Если участок образца находился в неотражающем положе­ нии, т.е. не выполнялись условия Брэгга для выбранного дифрагирован­ ного пучка, то на темнопольном изображении этот участок имел темный контраст. Вравной степени это относится и к аморфному состоянию мате­ риала, так как для аморфного материала условия Брэгга не выполняются из-за хаотического расположения атомов. Проводили измерение длин микротрещин на темнопольных изображениях, полученных в различных дифрагированных пучках, и сравнивали их с результатами измерения дли­ ны на светлопольномизображении,далее наклоняли образец на40° по отно­ шениюк падающему пучку и вновь проводили ту же операцию.

Для исследования структуры материала в вершине субмикротрещины с помощью полевой диафрагмы выделяли участок,расположенный непосред­ ственно у вершины субмикротрещины, и получали с него электронограм­ му. Темнопольные изображения получали введением на центр диффузион­ ного кольцевого рефлекса этого участка (с помощью наклона осветитель­ ной системы).

Проведенные эксперименты показали, что при приложении нагрузки образующиеся микротрещины распространяются в направлении, перпенди­ кулярном растягивающей нагрузке,т.е. реализовалось разрушение в усло­ виях микроотрыва. Рост субмикротрещины происходит скачкообразным слиянием этой субмикротрещины с микротрещиной, образующейся впе­ реди субмикротрещины, после того как у вершины субмикротрещины формировалась ’’бесструктурная” зона.

Важной особенностью, обнаруженной на всех стадиях роста трещины, явилось то, что экстинционные контуры не доходили (никогда!) до края субмикротрещины, а обрывались на некотором ее расстоянии.Это объясни­

Таблица5

Расстояние между субмикротрещинами для сплава циркония с 1%после облуче­ ния [18].

2)в этой зоне происходит фрагментация структуры инакопление дефек­

тов;

3)достигается стадия фрагментации, при которой в различных микрообъемах происходит фазовый переход из кристаллического состояния в

аморфное и исчезновение дислокаций;

4)дальнейшее повышение нагрузки приводит к образованию и залечи­ ванию зародышей трещины в квазиаморфных микрообъемах;

5)зародыши субтрещин за счет объединения увеличиваются в размере и становятся распространяющимися;

6)при движении субмикротрещин навстречу магистральной трещине происходит их скачкообразное слияние.

Таким образом,в свете подходов синергетики разрушение по механизму

микроотрыва следует рассматривать как критическое состояние, отвечаю­ щее трикритической точке,в которой при накоплении внутренней энергии критической величины сосуществуют три фазы: кристаллическая, квазиаморфная и деструктивная. Фазовый переход из кристаллической в квазиаморфную требует плотности энергии предельной деформации,равной пол­ ной энтальпии плавления,при этом переход квазиаморфной в деструктив­ ную (фазу с разорванными межатомными связями) происходит за счет

термической флуктуации.

Сучетом этих особенностей явление микроразрушения отрывом можно трактовать как результат кинетической деградации структуры, приводя­ щей кзарождению в квазиаморфной фазе деструктивной фазы критическо­ го размера, способной стабильно распространяться за счет высвобождаю­ щейся энергии. Переход к нестабильному росту трещины контролируется достижением критического размера зоны с деградированной структурой впереди трещины,обусловливающего нестабильность разрушения. Деграда­ циюструктуры металлов при деформации наиболее удобно изучать при усталости, когда к металлу в единицу времени "накачивается” определен­ ная порция энергии. Эволюция дислокационной структуры, приводящая к формированию локальной зоны, отвечающей локальной трикритической точке (рис. 4) при циклическом нагружении, рассмотрена в работе [21].

Фрагментация пластически деформируемого кристалла возникает при различных условиях нагружения вне зависимости от химического состава материала и его структуры [4]. Это позволило сформулировать принцип