ПОИСК Статьи Чертежи Таблицы Влияние структуры на пороговые значения ДС Kiq, отвечающие точкам бифуркации из "Количественная фрактография " При механическом нагружении система образец — испытательная машина представляет собой открытую систему и поэтому при накачке энергии в системе протекают процессы самоорганизации и формирования диссипативных структур. [c.102] Эбелинг сформулировал следующие условия образования диссипативных структур 1) термодинамическая система является открытой 2) динамические уравнения системы нелинейны 3) отклонение от равновесия превышает критическое значение 4) микроскопические процессы протекают кооперативно. [c.102] В исходном состоянии структура металла характеризуется некоторой равновесной начальной плотностью дислокаций (обычно менее 10 /см ) и точечных дефектов. При механическом нагружении дислокационная структура претерпевает существенные изменения, так как зарождение и движение дислокаций под нагрузкой являются основными процессами, обеспечивающими диссипацию подводимой упругой энергии в металле без потери сплошности. [c.104] С ростом степени стеснения пластической деформации плотность дислокаций увеличивается, что приводит к хаосу в структуре — беспорядочному распределению дислокаций. Диссипация упругой энергий при нагружении металлов и сплавов может происходить также путем образования двойников мартенсита деформации, путем поворота структурных элементов и др. [100], но и эти процессы требуют движения дислокаций других точечных дефектов. [c.104] Из этого соотношения следует, что при уменьшении L энергия на единицу длины трещины уменьшается. Поскольку при образовании малоугловых границ расстояние между дислокациями резко уменьшается, этот процесс энергетически выгоден. При этом отток энтропии из тела зерна обеспечивается вследствие ухода дислокаций в субграницы. [c.105] Критическая плотность дислокаций для формирования ячеистой структуры зависит от условий нагружения, типа кристаллической решетки, основы сплава й микро структуры. Так, в случае меди при циклическом нагружении значение на один-два порядка выше, чем при статическом растяжении, а у железа, наоборот, ячеистая структура начинает формироваться при более низкой плотности дислокаций 6 . 10 пи иотлг. [c.106] Поперечное скольжение винтовых дислокаций имеет определяющее значение в тех областях, в которых в результате скольжения образуется множество дислокационных петель. При этом кинетика формирования ячеистой структуры связана с захватом клубками движущихся дислокаций, которые изгибаются и образуют с течением времени стенки ячейки. С ростом напряжения некоторые дислокации могут отрываться от стенок ячеек. [c.106] Кинетика формирования ячеистой структуры в случае монокристаллов ГЦК-металлов связана с тремя стадиями. Первая стадия — стадия легкого скольжения по плоскостям типа (112) или (101). На второй стадии наблюдается резкое увеличение плотности дислокаций во вторичных плоскостях скольжения. Растет число дислокационных сплетений и при определенной степени деформации, зависящей от ориентировки кристаллов, условий деформирования (температуры, скорости), формируется ячеистая структура. На третьей стадии размер ячеек уменьшается, а плотность дислокаций в границах увеличивается. [c.107] В случае поликристаллических металлов на формирование ячеистой структуры большое влияние оказывает размер зерна. Это объясняется тем, что при одной и той же степени деформации уменьшение размера зерна приводит к увеличению плотности дислокаций и сокращению длины пробега дислокаций. Оба эти фактора облегчают формирование ячеистой структуры, однако в зернах менее 1 мкм ячеистая структура не формируется. [c.107] Особенностью развития дислокационной структуры при деформации является наличие градиента плотности дислокаций по сечению образца [104]. Однако при понижении температуры, этот эффект проявляется более ярко [105]. [c.108] Высокая степень искажения кристаллической решетки на границах фрагментов реализуется за счет возникновения дисклинаций, позволяющих достигать больших искажений кристаллической решетки, чем при скоплении дислокаций [100]. Как уже отмечалось, на стадии предразрушения материал становится аморфноподобньш и (как показано Лихачевым и др. методами машинного моделирования) в таких структурах образование дисклинаций является естественным процессом. Это позволяет предположить, что в переходных слоях между фрагментами (формирующихся на стадии предразрушения) неупорядоченная структура становится упорядоченной как результат самоорганизации процесса. [c.109] Таким образом, в металлах при механическом нагружении в условиях, обеспечивающих максимальное исчерпание пластичности как результат эволюции ячеистой структуры формируется дисклинационная диссипативная структура. Если при заданных условиях нагружения ячеистая структура не успевает образоваться к моменту зарождения трещины критического размера, то при росте трещины будут формироваться другие, менее энергоемкие диссипативные структуры. [c.111] Таким типом диссипативных структур разрушения являются плоские скопления дислокаций. При их образовании в процессе пластической деформации не происходит существенной диссипации энергии 100], но создание структуры данного типа является эффективным способом рассеяния упругой энергии за счет самоорганизующихся процессов оттока энтропии в соседние области и рассасывания дислокационных скоплений. [c.111] Далее будет показано, что реализация этих типов диссипативных структур приводит к различиям в топологии поверхности трещины, зависящим от условий нагружения или запаса энергии упругой деформации в системе. [c.111] Достижение предельного состояния при реализации критического распределения напряжений и деформаций на фронте трещины характеризует переход к глобальному (нестабильному) разрушению. Однако в зависимости от условий нагружения при росте трещины могут реализоваться условия для локальной нестабильности разрушения. Наиболее полно спектр пороговых значений К , отвечающих смене диссипативных структур, реализуется при циклическом нагружении и постоянной нагрузке низкого уровня. Как уже отмечалось в предыдущей главе, микроразрушение отрывом связано с достижением критического соотношения теоретических прочностей на сдвиг и на отрыв, контролируемого постоянной Л= [Lm/H G/E], полученной на основе идеи о независимости удельной энергии разрушения от вида подводимой энергии. Эта идея отражает принцип самоорганизации процессов диссипации энергии в металлах и сплавах при том или ином виде воздействия. Термодинамические аспекты этой идеи развиты В. В. Федоровым [110]. Согласно его концепции, критерием повреждаемости локального объема является критическая плотность внутренней энергии At/ , накопленной при его предельной деформации. Это позволило с единых позиций рассмотреть кинетику повреждений металлов и сплавов при ползучести, усталости, статическом деформировании, трении и т. п. Концепция с позиций термодинамики объясняет постоянство критической плотности энергии деформации и ее независимость от внешних факторов, что согласуется с концепцией [71]. [c.112] Чакроборти и Старк [114] исследовали влияние микроструктуры на механизм роста усталостной трещины на метастабильных р-титановых сплавах с 24, 28 и 32% V. Сплавы в закаленном состоянии различались модами пластической деформации. при статическом растяжении. После старения сплав с 24% V содержал небольшое количество а фазы, но это не приводило к изменению моды деформации (она характеризовалась тонким волнистым скольжением). Но при дальнейшем увеличении объемной доли а-фазы скольжение переходило к плоскому. В условиях малоциклового нагружения механизм деформации закаленного сплава с 24% V был связан с двойникованием, сменяющимся волнистым множественным скольжением. Деформация закаленного сплава с 32% V связана с плоским скольжением, а сплав с 28% V занял промежуточное место по поведению при деформировании. Исследование скорости роста трещины начинали при очень низких скоростях ( 2 lO м/цикл). [c.114] Преимущественное образование фасеток скола на стадии I наблюдали Иен и др. [66] на титановом сплаве Ti — 6А1 4V при низких значениях Д/С, причем размер фасеток скола был на пор5 док ниже, чем размер зерна. Их образование сопровождалось формированием ручьистых линий. При переходе от области разрушения вследствие скола к области разрушения вследствие отрыва площадь, занятая бороздками, колебалась от О до 95% и они располагались перпендикулярно к направлению роста трещины. В некоторых случаях они были перпендикулярными к бороздкам, формирующимся в соседних зернах. Расчеты по соотношению (159) при Д/С = 13 МПа л[м показали, что размеры циклической зоны составляют 7 и 17 мкм соответственно при комнатной температуре и 616 К при среднем размере зерна 14 мкм. Таким образом, переход от стадии I к стадии II контролируется достижением пороговых значений Д/С, при которых размер циклической зоны становится сопоставимым с размером зерна. [c.115] Переход от стадии Г к стадии II связан с изменением типа движения берегов трещины, т. е. с изменением макромеханизма разрушения, обусловленного возникновением локальной нестабильности разрушения. При реализации автомодельного перехода через эту границу пороговое значение К ю. отвечающее этому переходу, является фундаментальной характеристикой трещиностойкости материала в точке бифуркации, отвечающей переходу от стадии I к стадии II. Эта точка характеризуется достижением условий, при которых тип движения берегов трещины связан с нормальным отрывом. [c.115] Установленные закономерности о различном влиянии структуры на различных стадиях роста трещины подтверждаются и на других сплавах. Иеном и др. [66] были про ведены исследования на титановом сплаве Ti — 6А1 — 4V с целью выявления интервала реализаций бороздчатого рельефа в пределах стадии II при изменении асимметрии цикла. Микроструктура содержала 60—80% видмйнштет-товой а-фазы со средним размером зерна а-фазы 14 мкм. [c.119] Таким образом, структура существенно влияет на пороговые значения /С,, отвечающие точкам бифуркации, и поэтому оценку влияния структуры на трещиностойкость материала следует проводить в условиях подобия микро-механйзмов разрушения. [c.124] Вернуться к основной статье