О вариабельности механизма диссипативного структурообразования и технологической наследственности сплавов..pdf

Вестник ТГУ, т.5, вып.2-3, 2000
УДК 669.01:539.4
О ВАРИАБЕЛЬНОСТИ МЕХАНИЗМА ДИССИПАТИВНОГО СТРУКТУРООБРАЗОВАНИЯ
И ТЕХНОЛОГИЧЕСКОЙ НАСЛЕДСТВЕННОСТИ СПЛАВОВ
© А.А. Оксогоев
Россия, Улан-Удэ, Институт высоких технологий
Oksogoev A.A. On mechanism variability of the dissipative structure formation and technological alloy heredity. The dissipative mechanism variability of structure formation on the alloy surface layers on the basis A1 under superficial-plastic
strengthening by the fast flow of hard particles having technological hereditary traits is established in the article. According
to the multi-fractal results, a parameter correlation of the grain structure order δq with the conditions and regimes of the
strengthening experiment and multi-cycle alloy fatigue is obtained. The research results give the reason to approve the certification possibility concerning the material structure along with the existing certificates concerning the composition and
properties under materials synthesis with the given properties.
Поверхностно-упрочняющая технология, к числу
которых относится и поверхностно-пластическое деформирование (ППД) скоростным потоком дробей, как
правило, является финишной операцией в технологическом процессе и служит основной информационной
доминантой технологической наследственности и эксплуатационных свойств при работе материала в конструкции [1]. Поэтому необходимо знать особенности
механизма структурогенеза и учитывать их при управлении технологической наследственностью для ее оптимизации при обработке и синтезе металлических
материалов с заданными свойствами [2].
Используя методику мультифрактальной (МФ) параметризации [3], было проведено тестирование результатов физического эксперимента при варьировании
условий ППД скоростным потоком дробей (ШХ15)
диаметром ∅ 2,0÷6,35 мм Al-сплава типа АВТ-1 после
послойного электронного сканирования зеренной
структуры по глубине h. Поверхностное упрочнение
сплава в нормальных условиях (Тупр. = 20° С, t = 20 мин)
привело к модификации исходной зеренной структуры
с микротвердостью Hμ = 1230 ± 30 МПа по глубине
(рис. 1), представленной на рис. 2 в компьютерном
образе. В табл. 1 даны значения МФ-характеристик:
пороговых значений Dq и расчетных показателей скрытой упорядоченности δс, плотности δd и упорядоченности δq [4]. Для исходной структуры типична стабильность спектра значений МФ-характеристик D0, D1, D100,
α100 и f100 и свойственна высокая однородность f100 по
глубине.
Значения параметра упорядоченности δq по глубине
практически не изменяются (δq ≈ 1,01).
Модифицирование зеренной структуры приповерхностного слоя (h < 200,0 ÷ 220,0 мкм) (рис. 3) при поверхностном упрочнении в нормальных условиях привело к образованию: субслоя (h < ~100,0 мкм) мелкозернистой структуры с микротвердостью Hμ =
= 1810,0 ± 10 МПа (рис. 3). Поэтому наблюдается интенсивный рост параметра упорядоченности δq (табл. 2);
субслоя из рекристаллизованных зерен (~100 мкм <
< h < ~220 мкм), характерно вытянутых в направлении
исходной текстуры сплава.
Рис. 1. Исходная зеренная структура
Рис. 2. Компьютерный образ исходной зеренной структуры
Процесс рекристаллизации в субслое, провоцированный локализацией фронта температурного поля
[5, 6], влечет за собой как снижение микротвердости
Hμ до 750,0 ± 10 МПа, так и параметра упорядоченности δq < 1,0, что означает генерацию хаотичной
зеренной структуры (рис. 3), переходящей при
h > ~220,0 мкм в исходную структуру сплава.
Для анализа влияния условий упрочнения на механизм диссипативного структурообразования физический эксперимент был расширен двумя экстремальными случаями:
– поверхностным упрочнением дробью в условиях
низких температур (Тупр. = –150° С);
361
Вестник ТГУ, т.5, вып.2-3, 2000
h < 70 мкм
h < 70 мкм
h < 140 мкм
h < 140 мкм
h < 210 мкм
h < 210 мкм
h > 450 мкм
Рис. 4. Зеренная структура после поверхностного упрочнения
при Тупр. = –150° С
h > 450 мкм
Рис. 3. Зеренная структура приповерхностного слоя при поверхностном упрочнении
– локальным конвективно-радиационным нагревом
(ЛКРН) (Тнагрев = 200° С, t = 1,5 ч) после поверхностного упрочнения дробью в нормальных условиях.
В первом случае мультифрактальное тестирование
зеренной структуры поверхностного слоя (рис. 4, табл. 3)
показало, что при структурообразовании в данном случае приоритетностью обладает деформационная компонента процесса упрочнения, что обусловливает генезис мелкозернистой структуры приповерхностного слоя
(h < ~100,0 мкм), характеризуемой высокой упорядоченностью (δq = 1,308 при h < 70,0 мкм).
Отрицательное тепловое состояние (Тупр. = –150° С)
упрочняемого сплава для фронта температурного поля
362
упрочнения явилось «тепловым» экраном, тем самым
сведя к нулю влияния температурной компоненты термодеформационного процесса.
ЛКРН способствует активизации процесса собирательной рекристаллизации в поверхностном слое
(h < 220,0 мкм) (рис. 5, табл. 4). Это привело к снижению значения параметра упорядоченности δq по глубине h, характеризуя хаотичность зеренной структуры
поверхностного слоя, которая, как известно [2], коррелируется с низким значением микротвердости Hμ .
На рис. 6 представлена корреляция показателя упорядоченности δq по результатам МФ-параметризации
зеренной структуры поверхностного слоя по глубине h
при варьировании условий и режимов упрочнения,
подтверждающая возможность оптимизации зеренной
структуры сплава при поверхностной обработке для
создания сертификата на структуру материала наряду с
существующими сертификатами на состав и свойства
для синтеза материалов с заданными свойствами.
Вестник ТГУ, т.5, вып.2-3, 2000
δq
1.4
1.3
3
1.2
2
1
1.1
1.0
4
0.9
h < 70 мкм
0.8
0
70
140
210
280
350
420
490
h , мкм
Рис. 6. Корреляция параметра упорядоченности δq по глубине
с условиями и режимами поверхностного упрочнения: 1 –
исходная структура; 2 – в нормальных условиях; 3 – в условиях низких температур; 4 – при ЛКРН
Усталостные испытания гладких образцов из Alсплава типа АВТ-1 после поверхностной обработки
фрезерованием при циклических нагружениях на изгиб
(рис. 7) показали существование вариабельности зависимости многоцикловой усталости и условий поверхностного упрочнения дробью. Из рис. 7 видно, что если
многоцикловая усталость при поверхностном упрочнении в условиях низких температур (Ф + ПУ/ОХЛ) значительно превышает при поверхностном упрочнении в
нормальных условиях (Ф + ПУ), то ЛКРН поверхностного
упрочнения в нормальных условиях (Ф + ПУ + ЛКРН)
приводит к полному разупрочнению сплава. Отсюда,
как следствие, вытекает возможность управления технологической наследственностью элементов конструкций.
h < 140 мкм
h < 210 мкм
Ф
Ф+ПУ+ЛКРН
Ф+П
Ф+ПУ/ох
σmax,
МП 360
300
240
180
104
105
106
107
Nц
h > 450 мкм
Рис. 5. Зеренная структура после поверхностного упрочнения
и локального конвективно-радиационного нагрева
Рис. 7. Вариабельность многоцикловой усталости сплава с
условиями и режимами поверхностного упрочнения
Таблица 1
Значения МФ-характеристик сплава в исходном состоянии
h,
мкм
<70
<140
<210
>450
D0
1,519
1,525
1,578
1,542
D1
1,489
1,499
1,542
1,502
D100
1,373
1,372
1,375
1,383
МФ-характеристики сплава
α100
f100
1,368
0,870
1,366
0,731
1,363
0,712
1,371
0,797
δc
0,116
0,127
0,167
0,119
δd
0,013
0,012
0,015
0,023
δq
1,010
1,009
1,011
1,017
363
Вестник ТГУ, т.5, вып.2-3, 2000
Таблица 2
Значения МФ-характеристик сплава при поверхностном упрочнении в нормальных условиях
h,
мкм
<70
<140
<210
>450
D0
1,946
1,403
1,462
1,692
D1
1,873
1,381
1,438
1,641
D100
1,634
1,285
1,355
1,431
МФ-характеристики сплава
α100
f100
1,618
0,311
1,279
0,730
1,349
0,838
1,417
0,002
δc
0,239
0,096
0,083
0,210
δd
0,274
–
–
0,071
δq
1,201
0,975
0,996
1,052
Таблица 3
Значения МФ-характеристик сплава при поверхностном упрочнении
в условиях низких температур (Тупр. = –150° С)
h,
мкм
<70
<140
<210
>450
D0
1,999
1,999
1,681
1,513
D1
1,973
1,979
1,636
1,493
D100
1,779
1,764
1,42
1,381
МФ-характеристики сплава
α100
f100
1,762
0,083
1,746
0,001
1,407
0,078
1,374
0,734
δc
0,194
0,215
0,216
0,112
δd
0,419
0,404
0,06
0,021
δq
1,308
1,297
1,044
1,015
Таблица 4
Значения МФ-характеристик сплава при ЛКРН после поверхностного упрочнения в нормальных условиях
h,
мкм
<70
<140
<210
>450
D0
1,532
1,615
1,734
1,631
D1
1,491
1,565
1,684
1,598
D100
1,321
1,370
1,413
1,454
МФ-характеристики сплава
α100
f100
1,307
0,007
1,358
0,162
1,399
0,008
1,442
0,196
ЛИТЕРАТУРА
1.
2.
3.
364
Иванова В.С., Баланкин А.С., Бунин И.Ж., Оксогоев А.А. Синергетика и фракталы в материаловедении. М.: Наука, 1994. 585 с.
Оксогоев А.А. Фрактально-синергетическая концепция управления
обработкой и синтезом металлических материалов / Математическое моделирование в синергетических системах. Томск: Изд-во
ТГУ, 1999.
Оксогоев А.А., Бунин И.Ж., Колмаков А.Г., Встовский Г.В. Мульти-фрактальный анализ изменений зеренной структуры алюминиевого сплава при ударном воздействии скоростной частицы //
Физика и химия обработки материалов. 1999. № 4. С. 63-71.
4.
5.
6.
δc
0,170
0,195
0,271
0,144
δd
–
0,010
0,053
0,094
δq
0,971
1,007
1,039
1,069
Иванова В.С., Оксогоев А.А. Синергетический анализ критических
точек Dq ~ q зависимости обобщенных размерностей Реньи // Математическое моделирование процессов в синергетических системах. Томск: Изд-во ТГУ, 1999.
Змитренко Н.В., Михайлов А.П. Явление инерции тепла // Компьютеры, модели, вычислительный эксперимент. Введение в информатику с позиций математического моделирования. М.: Наука,
1988. С. 137-170.
Оксогоев А.А. Ренорм-групповой анализ теплопереноса на фрактальных структурах // Синергетика, структура и свойства материалов, самоорганизующиеся технологии. М.: ИМЕТ им. Байкова
РАН, 1996. Ч. I. С. 233-235.