Прочность и механизм разрушения наноструктурированных легких материалов при циклическом нагружении

Тип работы:
Реферат
Предмет:
ТЕХНИЧЕСКИЕ НАУКИ


Узнать стоимость

Детальная информация о работе

Выдержка из работы

УДК 544. 08
ПРОЧНОСТЬ И МЕХАНИЗМ РАЗРУШЕНИЯ НАНОСТРУКТУРИРОВАННЫХ ЛЕГКИХ МАТЕРИАЛОВ ПРИ ЦИКЛИЧЕСКОМ НАГРУЖЕНИИ
© Г. В. Клевцов, Р. З. Валиев, Н.А. Клевцова
Ключевые слова: наноструктурированные материалы- титан- алюминиевый сплав- равноканальное угловое прессование (РКУП) — УМЗ структура- твердость и прочность материалов- предел усталости- скорость распространения трещины- механизм разрушения.
Исследовали кинетику и механизм усталостного разрушения наноструктурированных титана Grade 4 и алюминиевого сплава АК4−1 с УМЗ структурой в сравнении с исходным состоянием. Показано, что наноструктуриро-вание путем равноканального углового прессования (РКУП) приводит к увеличению предела усталости титана Grade 4 в 1,7 раза, а алюминиевого сплава АК4−1 — в 1,2 раза, в т. ч. за счет увеличения времени до зарождения усталостной трещины. Однако в области малоцикловой усталости наблюдается незначительное повышение долговечности (Grade 4) или даже ее снижение (АК4 -1). Наноструктурирование неоднозначно влияет на кинетику усталостного разрушения титана Grade 4 и алюминиевого сплава АК4−1. Так, при одном и том же значении размаха коэффициента интенсивности напряжения AK скорость распространения усталостной трещины в титане с УМЗ структурой ниже, чем в титане с исходной структурой, а в алюминиевом сплаве с УМЗ структурой -выше, чем в сплаве после закалки + старения. Коэффициент n в уравнении Пэриса для титана с УМЗ структурой выше, чем для титана с исходной структурой, а для алюминиевого сплава с УМЗ структурой — ниже, чем для сплава после закалки + старения. Доминирующим механизмом усталостного разрушения титана Grade 4 после РКУП-конформ является образование сравнительно гладких фрагментов и язычков отрыва. Механизмом усталостного разрушения сплава АК4−1 после РКУП является образование отдельных гладких фрагментов (зона ls) и вязких бороздок, чередующихся с областями ямочного микрорельефа (зона lr).
ВВЕДЕНИЕ
Объемные наноструктурированные металлические материалы с ультрамелкозернистой (УМЗ) структурой, полученные путем интенсивной пластической деформации (ИПД), обладают высокой твердостью и прочностными характеристиками при растяжении, что способствует их внедрению в различные области техники [1−3], в первую очередь связанные с работой в экстремальных условиях. Поэтому особый интерес представляют легкие титановые и алюминиевые материалы с УМЗ структурой для аэрокосмической техники с позиции усталостной прочности.
Современное представление об усталости УМЗ материалов основано на том, что в процессе ИПД увеличение прочности и снижение пластичности, как правило, приводит к повышению предела усталости материалов, но к снижению или незначительному повышению усталостной прочности в области малоцикловой усталости [4−6]. Ю. Эстрин и А. Виноградов [4- 7] показали, что УМЗ материалы, как правило, имеют более низкие пороговые значения коэффициентов АК и более высокую скорость распространения трещины в стационарном режиме по сравнению с крупнозернистыми материалами. Низкую прочность УМЗ материалов в области малоцикловой усталости авторы связывают с меньшей извилистостью распространяющейся трещины, приводящей к снижению шероховатости поверхности изломов [4] и с относительно развитой циклической пластической деформацией, реализующейся у вершины трещины [7]. Низкая пластичность УМЗ ма-
териалов неблагоприятно сказывается не только на сопротивлении малоцикловой усталости, но и на обрабатываемости материалов. Это сильно ограничивает их практическое применение. Поэтому были проведены исследования по разработке оптимальных условий ИПД, повышающих пластичность материала [1−2- 8]. Так, было установлено, что перспективным методом для повышения прочности материалов при сохранении хорошей пластичности [9] является сочетание закалки алюминиевых сплавов с равноканальным угловым прессованием (РКУП) и последующим старением. Однако самым радикальным методом повышения комплекса механических свойств УМЗ материалов, по-видимому, является метод зернограничного дизайна объемных металлических наноматериалов [1−2].
Целью настоящей работы является исследование кинетики и механизма усталостного разрушения наноструктурированных титана и алюминиевого сплава с УМЗ структурой в сравнении с исходным состоянием.
МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЯ
В качестве исследуемых материалов были использованы титан Grade 4 и алюминиевый сплав АК4−1.
Исходный титан марки Grade 4 (производства компании Dynamet, сертификат 41 425) находился в виде прутка со средним размером зерна 25 мкм. Перед РКУП титан отжигали при температуре 680 °C в течение 1 ч. Далее титан подвергали РКУП-конформ [1−2], 6 проходов при температуре 250 °C. Средний размер
Таблица 1
Химический состав алюминиевого сплава АК4−1 (в % по массе)
Сплав Cu Mn Si Mg Fe Ni Ti
АК4−1 2,4б 0,04 0,22 1,48 0,89 0,92 0,04
зерна титана Grade 4 после РКУП-конформ составлял 300 нм.
Алюминиевый сплав АК4−1 (табл. 1) исследовали после РКУП и после стандартной обработки Т6 (закалка + старение). РКУП проводили при температуре 160 °C, 6 проходов (угол ф = 90°) [1−2]. Средний размер зерна после обработки РКУП составил d^. = 300 нм. Стандартная обработка (Т6) включала: нагрев до температуры 530 °C, выдержку при этой температуре в течение одного часа, закалку в воде, старение при температуре 190 °C в течение 7 ч, охлаждение на воздухе. Средний размер зерна составлял d^. = 40 мкм.
Испытания сплава на твердость проводили на твердомере ТН 300. Статическое растяжение круглых образцов диаметром 5 мм проводили на универсальной испытательной машине Н50КТ. Скорость растяжения составляла 5 мм/мин.
Для определения предела усталости титана Grade 4 использовали цилиндрические образцы с рабочим диаметром 3 мм. Испытания проводили на изгиб с вращением с частотой нагружения 50 Гц на базе 107 циклов. Для построения кинетических диаграмм усталостного разрушения титана использовали образцы размером 4×10×45 мм с надрезом, который выполнялся электроискровой резкой. Испытания таких образцов проводили на трехточечный изгиб при комнатной температуре согласно ASTME-647 (E-647−00 — Standard Test Method for Measurement of Fatigue Crack Growth Rates) на машине «The Nano Plug'-n'-Play» фирмы BiSS P. Ltd. с частотой нагружения 15 Гц и коэффициентом асимметрии цикла R = 0,2. Длину трещины, количество циклов на-гружения и коэффициент интенсивности напряжений определяли автоматически по нагрузке и раскрытию трещины с помощью программного обеспечения используемой машины. Затем строили кинетическую кривую усталостного разрушения титана в координатах «dl/dN — ДК».
Для усталостных испытаний сплава АК4−1 использовали образцы на внецентренное растяжение с размером боковой части 32 мм, толщиной 12 мм и длиной предварительного надреза (от линии приложения нагрузки до конца надреза) 11 мм. Образцы изготавливали согласно рекомендациям РД 50−345−82 [10] на
электроискровом проволочно-вырезном станке Sodick AG400L LN2W. Усталостные испытания образцов проводили на установке Instron 8802 при следующих режимах: Тисп. = 24 °С- Pmax = 2000 H и 2500 Н- R = 0,1- v = = 10 Гц. Скорость распространения усталостной трещины определяли с помощью датчика раскрытия трещины 2670−116 Gauge 10 mm. Использование датчика раскрытия трещины позволяло с помощью специальной компьютерной программы строить кинетическую кривую усталостного разрушения сплава АК4−1 в координатах «dl/dN — AK».
Макростростроение изломов исследовали визуально и с помощью конфокального сканирующего микроскопа (ЛКСМ) Lext 0LS4000- микростроение — в растровом электронном микроскопе SIGMA фирмы «ZEISS».
РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЯ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
В табл. 2 представлены механические свойства титана Grade 4 и алюминиевого сплава АК4−1 после различных видов обработки. Видно, что после РКУП твердость исследуемых материалов повышается в 1,31,6 раза. При этом прочностные характеристики (ств, ст0,2) возрастают примерно в 1,5−1,7 раза, а пластичность (5) снижается в 2,3−2,5 раза.
На рис. 1 представлены кривые усталости титана Grade 4 в исходном состоянии и после РКУП-конформ. Видно, что после РКУП-конформ предел усталости титана возрастает от 350 до 590 МПа.
Чтобы понять причины повышения усталостной прочности титана после РКУП-конформ, исследовали кинетику развития усталостной трещины и построили кинетическую диаграмму усталостного разрушения титана в исходном состоянии и после РКУП-конформ [12]. Зависимость длины усталостной трещины от числа циклов нагружения представлена на рис. 2- кинетические диаграммы усталостного разрушения — на рис. 3.
Из рис. 2 видно, что РКУП-конформ приводит к увеличению количества циклов нагружения до появления усталостной трещины, что связано, вероятно, с более высокой прочностью материала после интенсивной пластической деформации. Кинетическая диаграмма усталостного разрушения исследуемого материала после РКУП-конформ, как видно из рис. 3, расположена ниже диаграммы усталостного разрушения материала в исходном состоянии. Из этого следует, что при одном и том же значении размаха коэффициента интенсивности напряжения (AK) скорость распространения усталостной трещины в титане после РКУП-конформ ниже, чем в исходном состоянии.
Таблица 2
Механические свойства исследуемых материалов
Материал Состояние материала НВ ав, МПа ат (а0 2), МПа s, %
Титан Grade 4 Исходное состояние 255 700 550 30
После РКУП-конформ 311 1020 880 13
Сплав АК4−1 Т6 (закалка + старение) 122 370 320 1б
После РКУП 12б 4б0 420 8
Рис. 1. Кривые усталости титана Grade 4 в исходном состоянии (нижний график)) (1) и после РКУП-конформ (верхний график) (2) [11]
Рис. 2. Зависимость длины усталостной трещины от числа циклов нагружения титана Grade 4 в исходном состоянии (левый график) и после РКУП-конформ (правый график)
Представленные на рис. 3 диаграммы хорошо описываются уравнением Пэриса для случая исходного состояния титана:
dl dN
= 4,31 • 10−11 ДК3'-46
и после РКУП-конформ:
— = 2,19 • 10−15 Д6'-34
dN
«Г*
dl'-dN (ш'-цикл)
Ю Ч
Ю*
10'-
• Исходное состояние РКУП-Конформ


…1 … …
10 12 14 ЛК (МП"м& quot-'-)
1 В 18 20
Рис. 3. Прямолинейный участок кинетических диаграмм усталостного разрушения титана Grade 4 в исходном состоянии (верхний график) и после РКУП-конформ (нижний график)
Из приведенных уравнений видно, что в исходном состоянии титана показатель n в уравнении Пэриса равен 3,46, а после РКУП-конформ — в два раза выше и равен 6,34. Последнее свидетельствует [13−17] о том, что титан Grade 4 после РКУП-конформ обладает повышенной чувствительностью к перегрузкам по сравнению с исходным состоянием. Иными словами, кратковременные перегрузки (увеличение ДК) в титане после РКУП-конформ вызовут большее увеличение скорости распространения усталостной трещины, чем в титане в исходном состоянии, что неблагоприятно с позиции конструктивной прочности материала.
На рис. 4а представлен характерный вид усталостных изломов образцов из титана Grade 4 в исходном состоянии и после РКУП-конформ, а также очаг усталостного разрушения в 3D формате образцов из титана в исходном состоянии и после РКУП-конформ. На поверхности изломов хорошо видны две характерные макрозоны: зона усталостного развития трещины lf, имеющая небольшую шероховатость, и зона долома (рис. 4а). В очаге разрушения видны ступени (рис. 4б, 4в), свидетельствующие об образовании нескольких очагов зарождения трещин на разных кристаллографических плоскостях и последующем их объединении [13−14- 17].
Г — •& quot-. ••
•и
а)
б)
в)
Рис. 4. Характерный вид усталостных изломов образца из титана Grade 4 в исходном состоянии и после РКУП-конформ (а), а также очаг усталостного разрушения в 3D формате (ЛКСМ) образца из титана в исходном состоянии (б) и после РКУП-конформ (в)
г) Д) е)
Рис. 5. Микрорельеф усталостных изломов титана Grade 4 после РКУП-конформ (а-в) и в исходном состоянии (г-е): а, г — в очаге разрушения- б, д — в усталостной зоне f- в, е — в зоне долома. а, г — х500- б, д — х1000- в — х2000- е — х600
Поверхность изломов в усталостной зоне f титана Grade 4 после РКУП-конформ отличается мелким микрорельефом и состоит преимущественно из сравнительно гладких фрагментов и язычков отрыва (рис. 5 а, 5б). Усталостные бороздки не видны даже при большом увеличении. В зоне долома видны гладкие ямки и вторичные трещины (рис. 5г). Усталостное разрушение титана в исходном состоянии сопровождается расслоением по кристаллографическим плоскостям в сочетании с участками ямочного микрорельефа вблизи очага разрушения (рис. 5 г, 5д). На гладких плоскостях в центральной части изломов видны усталостные бороздки и вторичные трещины (рис. 5д). Разрушение титана в зоне долома произошло путем расслоения по кристаллографическим плоскостям (рис. 5е).
Таким образом, РКУП-конформ, формируя УМЗ структуру титана Grade 4, приводит к повышению предела усталости титана за счет увеличения долговечности на стадии зарождения трещины и более низкой скорости распространения усталостной трещины по сравнению с исходным состоянием. Однако коэффициент n в уравнении Пэриса для титана Grade 4 после РКУП-конформ практически в 2 раза больше, чем для титана в исходном состоянии, что свидетельствует о повышенной чувствительности материала к перегрузкам (резким увеличениям ДК) в процессе эксплуатации [13−17]. Доминирующий механизм усталостного разрушения титана в исходном состоянии — расслоение по кристаллографическим плоскостям, а после РКУП-конформ — образование сравнительно гладких фрагментов и язычков отрыва.
Испытания на усталость цилиндрических образцов из алюминиевого сплава АК4−1 в состоянии Т6 (закалка + старение) и после РКУП показали, что после РКУП предел усталости сплава (a_j) повышается от 222
Таблица 3
Общая долговечность образцов (Мобщ), относительное количество циклов нагружения до зарождения макротрещины (Мз/Мобщ) в сплаве АК4−1
Состояние После РКУП Т6 (закалка + старение)
Р Н L max? -LJ- 2000 2500 2000 2500
Мобщ, цикл 6,00−104 4,03−104 1,52−105 4,82−104
^з/^общ, % 13,7 14,0 9,5 7,9

• старейм Лтягя» • стараии*
Р*УП
10 1? '-4 1″ II 30 22
ЛК, МП*""& quot-®
Рис. 6. Прямолинейный участок кинетических кривых усталостного разрушения сплава АК4−1 после РКУП (верхний график) и в состоянии после Т6 (нижние графики). Ртах = 2000 Н
Рис. 8. Микрорельеф усталостного излома сплава АК4−1 после РКУП (а-в) и в состоянии Т6 (г-е) в зонах ls (а, г), lr (б, д) и долома (в, е). Pmax = 2000 Н. а, б, в, г — х 1000- д, е — х500
до 257 МПа [18]. Результаты усталостных испытаний образцов из сплава АК4−1 на внецентренное растяжение представлены в табл. 3 и на рис. 6 [19].
Из табл. 3 видно, что долговечность образцов из сплава в состоянии Т6 в области малоцикловой усталости выше, чем после РКУП. Однако относительное количество циклов нагружения до зарождения усталостной трещины больше в сплаве после РКУП. Анализ кинетических диаграмм усталостного разрушения (рис. 6) показал, что при одном и том же значении коэффициента интенсивности напряжения АК скорость распространения усталостной трещины в сплаве АК4−1 после РКУП выше, чем в состоянии Т6. Это неблагоприятно для конструктивной прочности материала. Однако анализ уравнений Пэриса, описывающих прямолинейный участок кинетических диаграмм усталостного разрушения сплава АК4−1 после РКУП:
йШ~Ы = 5,0−10−7 АК2−51 и в состоянии Т6: йШ~Ы = 6,0−10−9 АК3−27,
показал, что коэффициент п в уравнении Пэриса для сплава с УМЗ структурой имеет более низкое значение, что свидетельствует о меньшей чувствительности такого сплава к перегрузкам в процессе усталостного на-гружения [13−17], что в свою очередь благоприятно для конструктивной прочности материала.
На поверхности всех усталостных изломов сплава АК4−1 можно выделить характерные усталостные зоны: зону стабильного роста трещины 4, зону ускоренного развития 4 и зону долома. Но границу между зонами 4 и 4 не всегда можно выявить достаточно точно.
В изломах сплава АК4−1 после РКУП зона ls светлая, блестящая. В очаге разрушения видны ступени, свидетельствующие о зарождении нескольких усталостных трещин на разном уровне и последующем их соединении (рис. 7а, 7б).
Микрорельеф изломов в очаге разрушения образцов из сплава АК4−1 после РКУП состоит из сравнительно гладких, вязких и нерегулярных фрагментов. При переходе в зону стабильного роста трещины ls фрагментарный микрорельеф излома сохраняется, однако становится более регулярным- появляются вторичные трещины (рис. 8а). При переходе в зону ускоренного развития трещины lr вязкие бороздки чередуются с областями ямочного микрорельефа (рис. 8б). Долом образца произошел вязко с образованием ямочного микрорельефа (рис. 8в).
В образцах из сплава АК4−1 в состоянии Т6 микрорельеф зоны стабильного роста трещины ls (рис. 8г) можно характеризовать как циклический скол с язычками, ступеньками в виде ручьистого узора, ориентированными, по-видимому, по кристаллографическим плоскостям. При большом увеличении на фасетках можно рассмотреть усталостные бороздки. При переходе в зону ускоренного развития трещины lr появляются области ямочного микрорельефа (рис. 8д). В зоне долома микрорельеф ямочный (рис. 8е).
Таким образом, анализируя кинетические диаграммы усталостного разрушения титана Grade 4 и алюминиевого сплава АК4−1, видим, что при одном и том же значении размаха коэффициента интенсивности напряжения ДК скорость распространения усталостной трещины в титане с УМЗ структурой ниже, чем в титане с исходной структурой, а в алюминиевом сплаве с УМЗ структурой — выше, чем в сплаве после закалки + старения. Коэффициент n в уравнении Пэриса для титана с УМЗ структурой выше, чем для титана с исходной структурой, а для алюминиевого сплава с УМЗ структурой — ниже, чем для сплава после закалки + старения. Возможно, это связано с особенностью формирования УМЗ структуры титана и алюминиевого сплава: с ярко выраженной полосчатостью структуры в титане и более равноосными зернами в алюминиевом сплаве [1−2- 8- 18].
ВЫВОДЫ
1. Наноструктурирование путем равноканального углового прессования (РКУП) приводит к увеличению предела усталости титана Grade 4 в 1,7 раза, а алюминиевого сплава АК4−1 — в 1,2 раза, в т. ч. за счет увеличения времени до зарождения усталостной трещины. Однако в области малоцикловой усталости наблюдается незначительное повышение долговечности (Grade 4) или даже ее снижение (АК4−1).
2. Наноструктурирование неоднозначно влияет на кинетику усталостного разрушения титана Grade 4 и алюминиевого сплава АК4−1:
— при одном и том же значении размаха коэффициента интенсивности напряжения ДК скорость распространения усталостной трещины в титане с УМЗ структурой ниже, чем в титане с исходной структурой, а в алюминиевом сплаве с УМЗ структурой — выше, чем в сплаве после закалки + старения-
— коэффициент n в уравнении Пэриса для титана с УМЗ структурой выше, чем для титана с исходной
структурой, а для алюминиевого сплава с УМЗ структурой — ниже, чем для сплава после закалки + старения.
3. Доминирующим механизмом усталостного разрушения титана Grade 4 после РКУП-конформ является: образование сравнительно гладких фрагментов и язычков отрыва. Механизмом усталостного разрушения сплава АК4−1 после РКУП является: образование отдельных гладких фрагментов (зона ls) и вязких бороздок, чередующихся с областями ямочного микрорельефа (зона lr).
ЛИТЕРАТУРА
1. Валиев Р. З., Александров И. В. Объемные наноструктурные металлические материалы: получение, структура и свойства. М.: ИКЦ «Академкнига», 2007. 398 с.
2. Valiev R.Z., Zhilyaev A.P., Langdon T.G. Bulk Nanostructured Materials: Fundamentals and Applications. TMS, WILEY, 2014. 440 p.
3. Валиев Р. З. Создание наноструктурных металлов и сплавов c уникальными свойствами, используя интенсивные пластические деформации // Российские нанотехнологии. 2006. Т. 1. № 1−2. С. 208−216.
4. Estrin Y., Vinogradov A. Fatigue behaviour of light alloys with ultrafine grain structure produced by severe plastic deformation: An overview // International Journal of Fatigue. 2010. V. 32. P. 898−907.
5. Mughrabi H., Hoppel H.W., Kautz M. Fatigue and microstructure of ultrafine-grained metals produced by severe plastic deformation // Scripta Materialia. 2004. V. 51. P. 807−812.
6. Meyer L.W., Sommer K., Halle T., Hockauf M. Microstructure and mechanical properties affecting crack growth behaviour in AA6060 produced by equal-channel angular extrusion // Materials Science Forum. 2008. V. 584−586. P. 815−820.
7. Vinogradov A. Fatigue limit and crack growth in ultra-fine grain metals produced by severe plastic deformation // Jour. Mater. Sci. 2007. V. 42. P. 1797−1808.
8. Валиев Р. З., Рааб Г. И., Гундеров Д. В., Семенова И. П., Мураш-кин М. Ю. Развитие методов интенсивной пластической деформации для получения объемных наноструктурных материалов с уникальными механическими свойствами // Нанотехника. 2006. № 2. С. 32−42.
9. Kim J.K., Kim H.K., Park J.W., Kim W.J. Cyclic behavior and microstructural stability of ultrafine-grained AA6060 under strain-controlled fatigue // Scr. Mater. 2005. V. 53. P. 1207−1211.
10. РД 50−345−82. Методические указания. Расчеты и испытания на прочность. Методы механических испытаний металлов. Определение характеристик трещиностойкости (вязкости разрушения) при циклическом нагружении. М.: Изд-во стандартов, 1983. 96 с.
11. Валиев Р. З., Семенова И. П., Латыш В. В., Щербаков А. В., Якушина Е. Б. Наноструктурный титан для биомедицинских применений: новые разработки и перспективы коммерциализации // Российские нанотехнологии. 2008. Т. 3. № 9−10. С. 80−89.
12. Клевцов Г. В., Валиев Р. З., Ботвина Л. Р., Клевцова Н. А., Семенова И. П., Кашапов М. Р., Фесенюк М. В., Солдатенков А. П. Кинетика усталостного разрушения титана в субмикрокристаллическом состоянии // Вестник ОГУ. 2012. № 9 (145). С. 123−125.
13. Клевцов Г. В., Ботвина Л. Р., Клевцова Н. А., Лимарь Л. В. Фракто-диагностика разрушения металлических материалов и конструкций. М.: МИСиС, 2007. 264 с.
14. Ботвина Л. Р. Кинетика разрушения конструкционных материалов. М.: Наука, 1989. 230 с.
15. Осташ О. П., Ярема С. Я., Степаненко В. А. Влияние низких температур на скорость и микрофрактографические особенности развития усталостной трещины в алюминиевых сплавах // Физико-химическая механика материалов. 1977. Т. 13. № 3. C. 26−30.
16. Ярема С. Я. Исследования роста усталостных трещин и кинетические диаграммы усталостного разрушения // Физико-химическая механика материалов. 1977. Т. 13. № 4. C. 3−19.
17. Мак-Ивили А. Дж. Анализ аварийных разрушений. М.: Техносфера, 2010. 413 с.
18. Исламгалиев Р. К., Нестеров К М., Хафизова Э. Д., Ганеев А. В., Голубовский Е. Р., Волков М. Е. Прочность и усталость ультрамелкозернистого алюминиевого сплава АК4−1 // Вестник УГАТУ. 2012. Т. 16. № 8 (53). С. 104−109.
19. Клевцов Г. В., Валиев Р. З., Исламгалиев Р. К., Клевцова Н. А., Хафи-зова Э.Д., Мерсон Е. Д., Пигалева И. Н. Кинетика и механизм усталостного разрушения алюминиевого сплава АК4−1 в субмикрокристаллическом состоянии // Деформация и разрушение материалов. 2014. № 1. С. 22−26.
Поступила в редакцию 13 января 2015 г.
Klevtsov G.V., Valiev R.Z., Klevtsova N.A. STRENGTH AND FRACTURE MECHANISM OF NANOSTRUCTURED LIGHT MATERIALS UNDER CYCLIC LOADING
Kinetics and fatigue fracture mechanism of nanostructured titanium Grade 4 and aluminum alloy AK4−1 with UFG structure in comparison with the initial state were investigated. It is shown that nanostructuring by equal channel angular pressing (ECAP) leads to an increase in the fatigue limit of titanium Grade 4 is 1.7 times, and aluminum alloy AK4−1 1.2 times, including by increasing the time before the birth of a fatigue crack. However, in the low-cycle fatigue area observed a slight increase in life time (Grade 4) or even its decrease (AK4−1). Nanostructuring ambiguous effect on the kinetics of fatigue fracture titanium Grade 4 and also aluminum alloy AK4−1. So for one and the same value of amplitude of the stress intensity factor AK fatigue crack propagation rate in titanium with UFG structure less than in titanium
with original structure and in aluminum alloy with UFG structure is higher than in the alloy after quenching + aging. Factor n in the Paris'-s equation for titanium with UFG structure is higher than for titanium with original structure and for aluminum alloys with UFG structure is lower than for the alloy after quenching + aging. The dominant fatigue fracture mechanism of titanium Grade 4 after ECAP conform is formation of relatively smooth fragments and tear tabs. Fatigue fracture mechanism of the alloy AK4−1 after ECAP is the formation of separate smooth fragments (zone ls) and viscous beach markings alternating with areas of ductile fracture surface (zone lr).
Key words: nanostructured materials- titanium- aluminum alloy- equal channel angular pressing (ECAP) — UFG structure- hardness and strength of materials- fatigue limit- rate of crack propagation- fracture mechanism.
Клевцов Геннадий Всеволодович, Тольяттинский государственный университет, г. Тольятти, Российская Федерация, доктор технических наук, профессор, профессор кафедры «Нанотехнологии, материаловедение и механика», e-mail: klevtsov11948@mail. ru
Klevtsov Ghennady Vsevolodovich, Tolyatti State University, Tolyatti, Russian Federation, Doctor of Technics, Professor, Professor of & quot-Nanotechnologies, Material Science and Mechanics& quot- Department, e-mail: klevtsov11948@mail. ru
Валиев Руслан Зуфарович, Институт физики перспективных материалов Уфимского государственного авиационного технического университета, г. Уфа, Российская Федерация, доктор физико-математических наук, профессор, директор института, e-mail: RZValiev@mail. rb. ru
Valiev Ruslan Zufarovich, Institute of Physics of Advanced Materials Ufa State Aviation Technical University, Ufa, Russian Federation, Doctor of Physics and Mathematics, Professor, Head of the Institute, e-mail: RZValiev@mail. rb. ru
Клевцова Наталья Артуровна, Тольяттинский государственный университет, г. Тольятти, Российская Федерация, доктор технических наук, доцент, профессор кафедры «Нанотехнологии, материаловедение и механика», e-mail: inshtet@mail. ru
Klevtsova Natalya Arturovna, Tolyatti State University, Tolyatti, Russian Federation, Doctor of Technics, Associate Professor, Professor of & quot-Nanotechnologies, Material Science and Mechanics& quot- Department, e-mail: inshtet@mail. ru

ПоказатьСвернуть
Заполнить форму текущей работой