CC BY
91
Влияние лазерного воздействия на усталостное разрушение
сплава 2024-Т351
А.А. Шанявский, М.А. Артамонов
Государственный центр «Безопасность полетов на воздушном транспорте», Москва, 123340, Россия
Исследованы гладкие образцы прямоугольного сечения из алюминиевого сплава 2024-Т351 (аналог Д16Т) после лазерного упрочнения поверхности. Каждый импульс перекрывался еще двумя импульсами. После упрочнения проводили испытания при четырехточечном изгибе образцов в интервале напряжений 270-300 МПа, с частотой 20 Гц и асимметрией цикла R = 0.1.
Выявлено, что при отах < 295 МПа для упрочненных лазерным излучением образцов наблюдается значительное увеличение общей долговечности. Основной эффект увеличения долговечности достигается на стадии зарождения трещины. Очаг усталостной трещины в этом случае представляет собой фасетку с фокусом очага разрушения, расположенным под поверхностью на расстоянии 50 мкм и выше. Фрактальные характеристики рельефа очагов изломов в области зарождения усталостной трещины на поверхности и под поверхностью образцов имеют принципиальное различие, отражая разные масштабы протекания процессов разрушения. Влияние лазерного упрочнения на долговечность сплава 2024-Т351 следует характеризовать двумя кривыми усталости, между которыми реализуется бифуркационный переход в смене механизма разрушения в интервале напряжений Отах = 270-295 МПа.
Левая кривая усталости с параметрами o||'8Nf = 8.82• 1026 характеризует зарождение трещин с поверхности, что отвечает
21 28 58
минимальной долговечности образцов. Правая ветвь кривой усталости с параметрами оа ' Nf = 8.18-10 отражает зарождение трещин под поверхностью, что отвечает максимальной долговечности образцов. На кинетических диаграммах роста усталостных трещин лазерное упрочнение образцов проявляется в задержке их роста под воздействием остаточных напряжений при напряжениях Отах < 295 МПа-
Effect of laser irradiation on fatigue fracture of alloy 2024-Т351
A.A. Shanyavskii and M.A. Artamonov
State Center of Flight Safety for Civil Aviation, Moscow, 123340, Russia
We study smooth specimens of rectangular cross section made of aluminum alloy 2024-Т351 (analog of D16T) after laser surface hardening. Every pulse was overlapped by two other pulses. After hardening four-point bending tests were performed on the specimens in stress interval 270-300 MPa, with frequency 20 Hz and cycle asymmetry R = 0.1.
It is found that at Omax < 295 MPa for laser surface hardening the total lifetime increases significantly. The lifetime growth mainly occurs at the stage of crack nucleation. In this case, the fatigue crack site is a facet with the fracture site focused under the surface at a distance of 50 ^m and more. The fractal characteristics for the relief of fracture sites in the zone of fatigue crack generation on and beneath the specimen surface are fundamentally different and reflect different scales of fracture processes. The effect of laser hardening on the lifetime of alloy 2024-T351 should be characterized by two fatigue curves; there is bifurcation transition between the curves when the fracture mechanism changes in the stress interval Omax = 270-295 MPa. The left fatigue curve with the parameters o||'8Nf = 8.82 • 1026
characterizes crack nucleation on the surface, which corresponds to the minimum specimen lifetime. The right branch of the fatigue curve
21 28 58
with the parameters oa ' Nf = 8.18-10 characterizes crack nucleation beneath the surface, which corresponds to the maximum specimen lifetime. In the kinetic diagrams of fatigue crack growth the laser hardening of specimens is manifested in a delay of their propagation under the action of residual stresses at stresses Omax < 295 MPa.
1. Введение
Поверхностный слой по отношению к удаленным объемам металла является генератором дефектов материала, накопление которых до критического уровня
приводит к возникновению очага усталостного разрушения [1, 2]. Вполне естественно, что блокировка на поверхности выявленных процессов деформации, создание в поверхностном слое остаточных сжимающих
© Шанявский А.А., Артамонов М.А., 2007
напряжений являются теми технологическими приемами, которые эффективно обеспечивают повышение усталостной прочности металла по сравнению с неупроч-ненной поверхностью [3].
После упрочнения поверхности, когда процессы развитой пластической деформации заторможены и согласованного сдвига с вращением объемов металла в поверхностном слое не наблюдается, зарождение трещины происходит под поверхностью [4, 5]. Металл не успевает накопить в поверхностном слое достаточного уровня дефектов для возникновения трещины при низком уровне эквивалентного напряжения. На удалении от поверхности, где ожидается градиент напряжений с переходом к растягивающим напряжениям, может создаваться более высокий уровень напряженного состояния материала и происходить опережающее зарождение трещины.
Считалось, что для неупрочненного материала без концентратора напряжений усталостная прочность характеризуется кривой Веллера, которая представляет собой одномодальное распределение усталостной долговечности при изменении уровня напряжения [6]. Зарождение трещины происходит с поверхности, а при достижении предела усталости разрушение образца не происходит. Однако в 70-х годах были проведены массовые испытания образцов на изгиб с вращением сплавов на основе железа, титана, никеля и алюминия, которые показали существование бимодального распределения усталостной долговечности [7-9]. Оказалось, что при уровне напряжения, которое считалось пределом усталости материала, на самом деле происходит бифуркационный переход от одной закономерности усталостного разрушения материала к другой. Поэтому было предложено [9] рассматривать две ветви кривой усталости так, как это представлено на рис. 1, где указаны левая ветвь (классическая кривая Веллера) и правая ветвь для нового бимодального распределения.
Выполненные спустя 20 лет испытания различных материалов во Франции [10] и Японии [11] показали,
что вид бимодального распределения усталостной долговечности обусловлен переходом от зарождения трещины на поверхности (левая ветвь кривой) к ее зарождению под поверхностью (правая ветвь). Металл как синергетическая система, которая непрерывно обменивается энергией с окружающей средой, переходит от открытого к частично «замкнутому» поведению [12,13].
В дальнейшем было показано, что для исследованных ранее образцов [7-9], имевших невысокий класс чистоты поверхности, одна (левая) ветвь отражала доминирование процессов разрушения от концентраторов в результате зарождения трещин на макромасштабном уровне [14]. Другая (правая) ветвь соответствовала максимальной долговечности для данного сплава и отражала переход к микромасштабному уровню разрушения, которое также начиналось с поверхности. На этом уровне металл проявляет свою чувствительность к состоянию поверхностного слоя и, в частности, в исследованном титановом сплаве ВТ9 в процессе испытаний сформировался тонкий слой охрупченного материала, в котором и происходило зарождение трещин для правой ветви распределения усталостной долговечности. На основании проведенных исследований было предложено рассматривать не бимодальное, а мультимодальное распределение усталостной долговечности [14].
Проведенные исследования высокопрочных сплавов на основе железа показывают, что правая ветвь усталостной кривой упрочненного и неупрочненного материала совпадают между собой [11], как это схематизировано на рис. 1, б. Для частично замкнутой системы воздействие на поверхность неэффективно, поскольку предельное состояние для зарождения трещины достигается под поверхностью. В области смены механизма зарождения трещин (область бифуркации) возможно одновременно разрушение материала как открытой и частично замкнутой системы. Следовательно, упрочнение поверхности может быть эффективным в области выше бифуркационного перехода для неупрочненного металла, когда его поведение уже не характеризует правая
б
1,3- кривые усталости
до и после бифуркации
1,2- очаг на поверхности 3, 4 - очаг под поверхностью
4 - после дробеструйной обработки
Число циклов
Число циклов до разрушения
Рис. 1. Схема и формы закона бимодального распределения усталостной долговечности (а) для неупрочненных образцов, а также схема взаимного расположения бимодального (1-3) и одномодального (4) распределения долговечности (б) для упрочненных дробеструйной обработкой образцов, построенная по данным [11]
ветвь усталостной кривой. Однако с возрастанием уровня переменного напряжения для упрочненного материала также возникает бифуркационный переход, когда упрочненный металл перестает вести себя, как частично замкнутая система. Поэтому следует вводить границы сверху и снизу по уровню переменного напряжения, в пределах которых реализуемая технология упрочнения поверхности может быть признана эффективной — она реализует переход в поведении материала как открытой системы к частично замкнутой системе.
В последнее время активно развивается технология упрочнения поверхности деталей с помощью лазерного излучения [15-19]. Этот метод эффективнее и технологичнее дробеструйного упрочнения.
Цель настоящей работы — изучить влияние упрочнения поверхности лазерным излучением на зарождение и рост усталостных трещин в алюминиевом сплаве 2024-Т351 (сплав является аналогом отечественного сплава Д16Т).
2. Методика проведения исследований
Исследование проводилось на образцах из алюминиевого сплава 2024-Т351, содержащего 3.8-4.9 % Си, 1.2-1.8 % Mg, 0.5 % Fe, 0.3-0.9 % Мп, 0.25 % Zn, 0.15 % Т^ 0.1 % Сг, 0.05 % Si, а также 0.15 % остальных примесей. Пределы прочности и текучести сплава составляют соответственно 479 и 325 МПа.
Образцы для испытаний вырезаны из деформированной заготовки таким образом, чтобы сохраняемая в образце текстура деформированного сплава была вытянута вдоль оси образца. Размеры прямоугольного сечения образцов составили: ширина — 4.5 мм, высота — 6.5 мм, длина — 86 мм. Каждый образец с двух сторон подвергался лазерному упрочнению.
Для проведения лазерного упрочнения образцы первоначально шлифовали, затем покрывали из пульверизатора поверхность слоем алюминиево-медной краски толщиной 100 мкм и помещали в ванну с водой на глубину 3-5 мм. Воздействие лазерного луча на поверхность образцов вызывало испарение краски, возникновение ударной волны, которая пластифицировала поверхность образцов и распространялась внутрь металла. Взаимодействие плазмы с образцом приводило к созданию давления на его поверхности около 8 ГПа в течение 6 нс. Вода препятствовала быстрому расширению плазмы, и тем самым достигалось повышение давления в возникающей области плазмы, воздействующее на образец. В результате возникала ударная волна, которая упрочняет материал, создавая в поверхностном слое остаточные сжимающие напряжения.
После проведения упрочнения образцов в некоторых из них определяли уровень остаточных напряжений при отработке указанной выше технологии. Напряжения определяли по методу сверления отверстий.
Лазерному упрочнению подвергали 14 образцов по следующему режиму: мощность импульса лазерного пучка — 3 ГВ^м2, тепловая мощность — 22 Дж, длительность импульса — 10 нс, площадь лазерного пучка — 0.75 cм2, каждая зона воздействия перекрывалась еще двумя импульсами для обеспечения 50% перекрытия упрочняемой поверхности, как это показано на рис. 2.
Несколько образцов подвергали дробеструйному упрочнению поверхности. В результате были созданы остаточные сжимающие напряжения около 250 МПа на глубине 0.2 мм с быстрым падением до 50 МПа на глубине 1.2 мм.
Испытания упрочненных образцов проводили на четырехточечный изгиб при частоте нагружения V = = 20 Гц с коэффициентом асимметрии цикла R = 0.1 в диапазоне напряжений 270-305 МПа. Образцы без упрочнения поверхности испытаны в интервале напряжений 220-310 МПа.
Испытания образцов проведены в исследовательском центре «Sirius» г. Шеффилд (Aнглия).
После испытаний все образцы подвергали фракто-графическому и фрактальному анализу по методикам [20, 21]. Исследования проведены с применением растрового электронного микроскопа фирмы «Карл Цейс».
Влияние лазерного упрочнения на кинетику усталостных трещин оценено с помощью поправочных функций в расчете эквивалентного коэффициента интенсивности напряжений на основе единой кинетической кривой:
K e = KIF (LP), (1)
где F(LP) — поправочная функция в определении влияния лазерного упрочнения на кинетику роста трещин, предложенная в работе [20].
Рис. 2. Схема нанесения импульсов лазерного пучка при упрочнении поверхности одновременно двух образцов, расположенных в водной среде
3. Результаты исследований и их обсуждение
3.1. Изучение остаточных напряжений
Выполненные исследования показали, что до глубины 0.4 мм наблюдаются колебания максимальных и минимальных значений остаточных напряжений. После 0.4 мм наступает их стабилизация со средним значением а = 35 МПа. На начальном участке максимальное значение по модулю остаточных напряжений падает с 60 до 40 МПа на глубине 0.15 мм, затем возрастает до 50 МПа. Минимальное значение по модулю остаточных напряжений находится на глубине 0.15 мм, а далее на глубине до 0.3 мм оно возрастает от 20 до 30 МПа. Протяженность зоны с остаточными сжимающими напряжениями составляет более 1.5 мм. При этом их величина остается неизменной, а переход к положительным напряжениям, уравновешивающим эпюру, происходит на глубине более 2 мм.
Как показывают литературные данные [18, 19], подобное распределение остаточных напряжений с низким значением максимума сжимающих напряжений, большой глубиной их залегания под поверхностью (больше 1.5 мм) и низким градиентом их изменения по глубине достигается при обработке материала лазерным пучком, имеющим большие значения плотности энергии. Например, для алюминиевого сплава А356-Т6 при плотности энергии лазерного пучка 1.3-2 ГВт/см2 уровень максимального значения остаточных напряжений составил 145 МПа. Но при увеличении плотности энергии до 3 ГВт/см2 этот уровень снижается до 100 МПа, хотя протяженность обработанной зоны возрастает [19]. Для исследуемого сплава уровень плотности энергии лазерного пучка при обработке поверхности образцов находился в пределах 20-25 ГВт/см2, что, по-видимому, привело к наблюдаемому распределению остаточных сжимающих напряжений.
Были проведены измерения микротвердости по глубине материала, упрочненного лазерным способом. Анализ данных по микротвердости показывает, что в поверхностном слое материала значения микротвердости максимальны и достигают 130 единиц по Виккерсу, тогда как в глубине материала микротвердость составляет 110-115 единиц. Зона слоя с повышенной твердостью достигает глубины 0.4 мм.
3.2. Долговечность
Сопоставление долговечности упрочненных и неуп-рочненных образцов показало следующее (рис. 3). Имеются три области (I, II, III) распределения долговечности образцов, в которых поведение материала после лазерного упрочнения различно. Часть образцов (1, 2, 4, 8 и 9) после лазерного упрочнения при уровне напряжения выше 295 МПа находится в области I, соответствующей распределению усталостной долговечности для неупрочненных образцов того же сплава. Другая
320
280
240
200
о Без упрочнения □ Лазерное упрочнение
9Г 2 ' * V6 „ ,>^10 5"° ^
О ^ Ф - А Л ф <>о * 7 III « О
105 106 107
Число циклов до разрушения Мт
Рис. 3. Долговечность образцов, упрочненных и неупрочненных лазерным способом. Цифрами 1-10 указаны номера образцов, I, II, III — зоны различного влияния лазерного упрочнения
часть образцов (3, 10, 5, 7) показала большую долговечность (область II), по сравнению с неупрочненными образцами при напряжении ниже 295 МПа. В области II часть образцов имеет существенный разброс значений долговечности при одном и том же уровне напряжения.
Выявленные особенности распределения усталостной долговечности образцов после лазерного упрочнения были сопоставлены с особенностями распределения усталостной долговечности образцов, упрочненных дробеструйной обработкой (рис. 4). Для более убедительной картины сопоставление проведено без использования данных для образцов 6 и 2 (рис. 3).
Проведенное сопоставление долговечности после лазерного упрочнения и дробеструйной обработки свидетельствует о том, что по мере снижения напряжения долговечность образцов после лазерного упрочнения постепенно приближается к долговечности образцов после дробеструйной обработки. Естественно предполагать, что при снижении напряжения с переходом в область III (рис. 3) долговечность этих двух групп образцов фактически будет совпадать. Отсутствие эффекта увеличения долговечности образцов после лазерного упрочнения в области I можно объяснить низким уровнем остаточных сжимающих напряжений по сравнению
320
300
Е
ь
280
260
❖ Дробеструйное упрочнение
■ ■ Лазерное у > О прочнение
■ N. ■
❖ ■
105
10е 107 Число циклов ІЧ,
Рис. 4. Кривые усталости сплава 2024-Т351 после лазерного и дробеструйного упрочнения
с образцами после дробеструйной обработки. Так, если уровень максимального остаточного сжимающего напряжения достигал при дробеструйной обработке сплава 250 МПа, то для случая лазерного упрочнения он не превышал 60 МПа.
Большая протяженность распространения остаточных напряжений не играет заметной роли в торможении процесса накопления повреждений на стадии зарождения трещин. На следующей стадии роста трещины эта роль может быть также невелика, так как при возрастающей длине трещины уровень напряженного состояния в ее вершине настолько высок, что эффект торможения трещины на этом этапе разрушения не дает существенной прибавки к общей долговечности. Тем не менее, при снижении уровня напряжения при испытаниях на усталость у ряда образцов после лазерного упрочнения наблюдается повышение долговечности, которая становится соизмеримой с долговечностью образцов после дробеструйной обработки (рис. 4).
Для определения факторов, приводящих к большому разбросу результатов испытаний по долговечности для образцов после лазерного упрочнения, а также для выяснения механизмов зарождения трещин, позволяющих реализовать долговечность, соизмеримую с долговечностью образцов после дробеструйной обработки, были проведены фрактально-фрактографические исследования.
3.3. Фрактально-фрактографические исследования
Анализ морфологии рельефа в очагах разрушения каждого испытанного образца показал, что по виду и расположению очага усталостной трещины можно разделить разрушенные образцы на две группы независимо от уровня циклического напряжения (рис. 5). К первой группе относятся образцы 1, 4, 6, 8, 9, у которых очаг расположен традиционно на поверхности и начальный механизм разрушения соответствует формированию рельефа типа «строчечности» (рис. 5, а). У другой группы (образцы 2, 3, 5, 7, 10) очаг расположен под поверхностью и начальным участком роста трещины является фасетка квазискола (рис. 5, в). Эти образцы показали увеличение общей долговечности после лазерного упрочнения.
Полученный из фрактографического качественного анализа результат по различию в формировании очаговой зоны излома для двух групп образцов показал необходимость проведения количественной параметризации рельефа на основе фрактального анализа по разработанной ранее методике [21].
Фрактальная размерность (Р^ )ШйХ рассчитывалась для различных масштабных уровней. Ее стабилизация в интервале масштабов ^ш)п- dmax указывает на доминирование ведущего механизма разрушения в формировании анализируемой поверхности излома. Каждая вели-
^тах 4 — 2.60-2.65, 2 — 2.50-2.55 РхуМ™, з — 2.55-2.60, 1 — 2.45-2.50
Йтт. НМ
Рис. 5. Рельеф очаговых зон при зарождении трещины с поверхности (а) и под поверхностью (в) и соответствующие им распределения фрактальных размерностей (6, г), полученные при увеличении 30000
чина (Dxy )ШП воспроизводилась по результатам анализа серии фотографий одного и того же рельефа, полученных при разных увеличениях. Минимальное увеличение характеризует масштаб dmjn, а максимальное — масштаб dmax.
На анализируемых фотографиях можно выявить максимальную величину фрактальной размерности, т.е. область или точку с координатами
дDШШ^/дd та; = 0 и ЭАТ/^ = 0, когда
з2 / эd шШах <0 и д2 ах/ дd тш < °.
Анализ фрактальных характеристик проводился только в очаговой зоне на различных масштабных уровнях путем изменения увеличения изображения рельефа в очаге разрушения. Для проведения фрактального анализа рассматривали участки излома, непосредственно примыкающие к фокусу очага разрушения.
Масштабирование было осуществлено путем выбора изображений анализируемых зон при увеличении 15 000, 30 000 и 50 000. Для обсуждения в рамках данной статьи рассмотрены фрактальные характеристики образцов 6 и 7 (см. рис. 3), которые были испытаны при одном напряжении (270 МПа), но зарождение трещины в них произошло противоположным образом.
В очаговой зоне излома образца 6, в котором зарождение трещины произошло традиционным способом с поверхности, на разных масштабных уровнях наблюдаются площадки стабильных значений фрактальных размерностей при увеличении 30 000. Для образца 7 такой площадки не наблюдается на всех изученных масштабных уровнях (рис. 5). Это указывает на то, что механизм зарождения усталостной трещины для этих образцов принципиально различен. Более высокому масштабному уровню соответствует большее стеснение пластической деформации, поскольку формирование рельефа излома определяется более мелкодисперсной структурой. Полученный результат позволил следующим образом разделить процессы зарождения трещин, приведшие к формированию различного рельефа очагов усталостного разрушения.
В случае зарождения трещины под поверхностью реализуется более низкий масштабный уровень деформации и, как следствие, долговечности. При этом доминирующими процессами разрушения являются сдвиговые акты единичного и множественного перемещения дефектов в кристаллографических плоскостях материала, когда компонента отрыва имеет существенно меньшее влияние на формирование фасетки излома, чем в случае развития трещины с поверхности. Реализуется процесс доминирующего сдвига по объемам материала, прилегающим к поверхности, с едва выраженным влиянием компоненты отрыва на формирование очага разрушения. Поэтому можно считать, что разрушение под поверхностью характеризует «чистый» сдвиг, тогда как
при развитии разрушения с поверхности важную роль в формировании свободной поверхности играют компонента отрыва и моды ротационной деформации.
Выполненные вычисления фрактальных размерностей для различных образцов и на разных стадиях роста усталостных трещин показывают немонотонность их изменений. Однако можно выявить участки стабильных фрактальных размерностей, для которых производная равна нулю в пределах минимального и максимального масштаба. Стабилизация фрактальной размерности свидетельствует о самоподобии процесса разрушения и формировании рельефа в виде фрактала.
Выявленные участки с однородной (или стабилизированной) фрактальной размерностью на разных масштабных уровнях определяют доминирующий механизм разрушения, на который были произведены металлом основные затраты энергии в процессе формирования рельефа излома на анализируемом участке. Область «стабильных» фрактальных размерностей может быть охарактеризована с позиций устойчивости реализуемой закономерности роста трещины. Наибольшее значение фрактальной размерности означает, что было затрачено максимальное количество энергии для развития разрушения, и это определяет доминирующий механизм разрушения на данной стадии роста трещины. Именно поэтому его реализация может быть уже осуществляемой с переходом на следующий по иерархии масштабный уровень процесса разрушения.
Таким образом, результаты исследования показывают, что в интервале напряжений 270-295 МПа после лазерного упрочнения (область II на рис. 3) происходит дискретный переход от зарождения трещин на поверхности к их зарождению под поверхностью. У неупроч-ненных образцов такого перехода в указанном диапазоне напряжений не происходит, трещины зарождаются на поверхности и поведение сплава описывается левой ветвью кривой усталости в пределах испытанных образцов. Из этого следует, что после приближения к кривой усталости образцов после дробеструйной обработки (рис. 3, область III для напряжений ниже 270 МПа) дальнейшего расхождения в долговечности образцов при разных способах упрочнения поверхности не будет происходить. Зарождение трещины под поверхностью соответствует поведению частично «замкнутой системы», для которой независимо от упрочнения поверхности предельное состояние, связанное с сопротивлением матрицы росту усталостной трещины [12], достигается под поверхностью.
3.4. Кинетика роста усталостных трещин
Закономерности роста трещин проанализированы на основе поправочных функций, методика определения которых приведена в [20]. По результатам анализа построенных кинетических кривых образцы можно разделить на две группы. В первую группу входят образцы,
Рис. 6. Кинетические кривые для образцов 9 и 6, 7, испытанных соответственно при <^шах = 295 и 270 МПа, сопоставленные с единой кинетической кривой для сплава 2024-Т351, а также вид полученных поправочных функций F(LP) для исследованных образцов при разном уровне напряжения в зависимости от максимального коэффициента интенсивности напряжений Кшах. Для образцов 6 и 7 долговечность соответственно равна 5 ■ 105 и 1.5 ■ 107 циклов
у которых не проявился эффект лазерного упрочнения, т.е. рост трещины происходил так же, как и в неупроч-ненных образцах, несмотря на введение остаточных сжимающих напряжений в поверхностном слое. Кинетические кривые для данной группы совпадают с единой кинетической кривой (рис. 6). К этой группе относятся образцы, испытанные при напряжении выше о шах = 295 МПа.
Второй группе принадлежат образцы, у которых наблюдается эффект торможения трещины на начальном участке зоны формирования усталостных бороздок, после чего происходит сближение сопоставляемых кинетических кривых. Сближение происходит при достижении шага усталостных бороздок около 0.2 мкм, что соответствует середине единой кинетической кривой. К этой группе относятся образцы, испытание которых проведено при напряжении ниже СТшах = 295 МПа. Наибольший эффект в изменении кинетики трещин вследствие лазерного упрочнения поверхности наблюдается для образцов, испытанных при минимальном напряжении ашах = 270 МПа. Кинетические кривые для образцов 6 и 7 близки по форме. Однако их долговечность кардинально отличается. В образце 6 зарождение трещины произошло на поверхности, а в образце 7 — под поверхностью. На начальной стадии формирования
усталостных бороздок закономерность изменения поправочных функций едина вплоть до Ктах = 8 МПа • м1/2. Далее, качественные их изменения подобны, но величины поправочной функции оказываются различными для каждого образца (рис. 6).
На основании приведенных результатов анализа механизмов зарождения и кинетики распространения усталостных трещин видно, что максимальный эффект от лазерного упрочнения наблюдается на стадии зарождения трещины и определяется тем, по какому механизму будет реализовано разрушение (рис. 7, а). На это указывает и 10% доля периода роста усталостной трещины в долговечности образцов, что типично для многоцикловой усталости [13, 20]. Поэтому увеличение усталостной прочности только на стадии роста трещин не может оказать значительного влияния на изменение долговечности образца. Полученные результаты позволяют изображать обобщенную диаграмму усталостного разрушения сплава 2024-Т351 после лазерного упрочнения, как показано на рис. 7, 6.
Обобщенная диаграмма построена на основе результатов [22], полученных на прямоугольных образцах шириной 4 мм и длиной 160 мм сплава 2024-Т3 с пределом прочности 467 МПа. В настоящей работе испытания выполнены на образцах шириной 4.5 мм при изгибе,
320
<0
С
2 280
I
Ь
240
Ю4 105 ю6 Ю7
N. цикл
Рис. 7. Кривые усталости (а) по долговечности N, и живучести Np для упрочненных лазерным способом образцов и обобщенная диаграмма бимодального распределения усталостной долговечности (кривые 1 и 2) после лазерного упрочнения (6), совмещенная с экспериментальными данными (точки) испытаний гладких образцов из сплава 2024-Т3 [20]. Указаны интервалы (МУ) переменных напряжений, в пределах которых реализованная технология является эффективной (220-270 МПа), малоэффективной (270-295 МПа) и неэффективной (а > 295 МПа)
что указывает на отсутствие влияния масштабного фактора, вида нагружения и прочностных характеристик алюминиевого сплава.
Первоначально были проведены аппроксимации экспериментальных данных настоящего исследования и получены параметры левой (1) и правой (2) ветвей бимодального распределения усталостной долговечности (рис. 7, 6) такого вида:
, = С,, (2)
левая ветвь 1 — а^'8 Nf = 8.82 -1026, (3)
правая ветвь 2 — а2128 ^ = 8.18 -1058. (4)
Полученные аппроксимации соответствуют достижению предела прочности для левой ветви кривой усталости при 1000 циклах нагружения — повторно-статическое разрушение. Для правой ветви полученная аппроксимация свидетельствует о возможности реализовать около 100 циклов повторно-статического разрушения на уровне переменного напряжения, равного пределу прочности.
Проведенное обобщение (рис. 7, 6) позволяет обосновать эффективность технологии лазерного упрочнения в области III в интервале напряжений 220-270 МПа. В этом интервале напряжений поведение неупрочнен-ного сплава 2024-Т351 соответствует области бифуркации. Та часть образцов, которая для неупрочненного сплава могла бы разрушиться с поверхности, переводится благодаря лазерному упрочнению в состояние
частично замкнутой системы. Ее поведение описывается правой ветвью бимодального распределения усталостной долговечности для неупрочненного сплава. Параметры полученного уравнения (4) указывают на возможность достижения больших значений долговечности по сравнению с данными эксперимента для неупроч-ненных образцов в случае зарождения трещин на поверхности для напряжений менее 270 МПа.
Полученная аппроксимация (4) указывает на тенденцию расхождения долговечности неупрочненных образцов в области IV с упрочненными образцами при напряжении ниже 220 МПа, которое является нижней границей области бифуркации (область П-Ш) для неупроч-ненного сплава 2024-Т3 (рис. 7, 6). Этот результат отличается от данных, схематизированных на рис. 1, 6 для высокопрочных сталей. Его можно объяснить недостаточностью экспериментальных точек в настоящем исследовании. Поэтому для уточнения параметров аппроксимации (4) в соответствии с поведением сплава 2024-Т3 в области IV нужно в дальнейшем провести дополнительные испытания образцов после лазерного упрочнения и дробеструйной обработки при напряжениях менее 220 МПа.
Интервал напряжений 270-295 МПа также принадлежит области бифуркации для неупрочненного сплава 2024-Т3. В этой области материал ведет себя неустойчиво и при одном и том же уровне напряжений его разрушение может следовать как левой, так и правой ветви бимодального распределения усталостной долговечности. Сопоставление полученных экспериментальных данных после лазерного упрочнения и дробеструйной обработки с данными по долговечности для неупроч-ненного сплава 2024-Т3 показывает, что они совпадают с точностью в пределах ошибки эксперимента (рис. 7, 6). Реализованная технология оказывается неспособной изменить в полной мере поведение материала, который может без упрочнения поверхности самоорганизованно осуществить зарождение трещины под поверхностью с максимальной долговечностью. Тем не менее, после лазерного упрочнения или дробеструйной обработки большая часть образцов проявляет поведение, свойственное частично замкнутой системе. В то же время, для неупрочненного материала большинство образцов реализуют поведение, характерное для открытой системы, и поэтому разрушаются при существенно меньшей долговечности. Из этого следует, что в интервале напряжений 270-295 МПа более эффективной является технология дробеструйной обработки, для которой все образцы разрушаются с формированием очага разрушения под поверхностью.
4. Выводы
При стшах < 295 МПа для упрочненных лазерным излучением образцов из алюминиевого сплава 2024-
Т351 наблюдается значительное увеличение циклической долговечности. Основной эффект увеличения долговечности достигается на стадии зарождения трещины. Очаг усталостной трещины в этом случае представляет собой фасетку с фокусом очага разрушения, расположенным под поверхностью на расстоянии 50 мкм и выше.
В интервале напряжений omax = 270-295 МПа на кинетических диаграммах роста усталостных трещин в образцах после лазерного упрочнения наблюдается задержка роста трещины под воздействием остаточных напряжений.
Изменение положения очага разрушения при изменении уровня циклического напряжения свидетельствует о смене механизма зарождения усталостной трещины. Наибольший эффект повышения долговечности в результате лазерного упрочнения поверхности с переходом в область 5 • 105-107 циклов можно ожидать в том случае, если зарождение трещины происходит под поверхностью.
Литература
1. Панин В.Е., Елсукова Т.Ф., Ангелова Г.В. Механизм деформации и зарождения усталостных трещин в поликристаллах алюминия при знакопеременном изгибе // ДАН. - 2002. - Т. 382. - № 3. - С. 335340.
2. ПанинВ.Е., Елсукова Т.Ф., Панин А.В., Кузина О.Ю. Мезосубструк-
тура в поверхностных слоях поликристаллов при циклическом нагружении и ее роль в усталостном нагружении // ДАН. - 2005. -Т. 403. - № 3. - С. 1-6.
3. Балтер М.А. Упрочнение деталей машин. - М.: Машиностроение,
1978. - 184 с.
4. КузнецовН.Д., ЦейтлинВ.И., ВолковВ.И. Технологические методы
повышения надежности деталей машин. - М.: Машиностроение, 1993. - 304 с.
5. Иванова В.С., Кобзев В.А., Терентьев В.Ф. Исследование циклической вязкости разрушения стали 45 и выбор оптимальной поверхностной упрочняющей обработки // Циклическая вязкость разрушения металлов и сплавов. - М.: Наука, 1981. - С. 107-126.
6. ГОСТ 23207-78. Сопротивление усталости — основные термины и определения. - М.: Стандарты, 1981. - 47 с.
7. Захарова Т.П. К вопросу о статистической природе усталостной повреждаемости сталей и сплавов // Проблемы прочности. -1974.- № 7. - С. 17-24.
8. Захарова Т.П. Статистическая природа усталости // Конструкцион-
ная прочность машин и деталей газотурбинных двигателей / Под ред. И.А. Биргера, Б.Ф. Балашова. - М.: Машиностроение, 1981. -С. 23-29.
9. Захарова Т.П. Модели усталостного разрушения при сложном нагружении // Механическая усталость металлов / Под ред. В.Т. Трощенко. - Киев: Наукова думка, 1983. - С. 74-81.
10. Bathias C., Paris P.C. Gigacycle Fatigue in Mechanical Practice. -New York: Marcel Dekker, 2005. - 305 p.
11. Very High Cycle Fatigue: Proc. Third Int. Conf. VHCF-3, September 16-19, 2004 / Ed. by T. Sakai, Y. Ochi. - Kusatsu, Japan: Ritsumeikan University, 2004. - 690 p.
12. Шанявский А.А. Предел усталости, выносливости и усталостная долговечность — характеристики металла как открытой или замкнутой системы? // Синергетика / Под ред. С.П. Курдюмова. - М.: МГУ, 2004. - Т. 7. - С. 109-122.
13. Shanyavskiy A.A. Fatigue limit — material property as an opened or closed system? Practical view on the aircraft components failures in GCF area // Int. J. Fract. - 2006. - V. 28. - P. 1647-1657.
14. Шанявский А.А., Захарова Т.П., Потапенко Ю.А. Мультимодальное распределение усталостной долговечности титанового сплава ВТ9 в области долговечностей до 3 • 108 циклов в интервале температур 20-500 °С // Физ. мезомех. - 2006. - Т. 9. - № 6. - С. 71-82.
15. JungR.G., WilcoxB.A. Quantitative assessment of laser-induced stress waves generated at confined surfaces // Appl. Phys. Lett. - 1974. -V. 25. - P. 431-433.
16. Fabbro R., Fournicre J., Ballard P., Dcvaux D., Virmont J. Physical study of laser-produced plasma in confined geometry // J. Appl. Phys. -1990. - V. 68. - P. 775-784.
17. Bergstrom R.P. Laser shock processing // Production. - 1993. -V. 105.- P. 49-51.
18. Montross Ch.S., Wei T., Ye L., Clark G., Ma Yiu-Wing. Laser shock processing and its effects on microstructure and properties of metal alloys: A review // Int. J. Fatigue. - 2002. - V. 24. - P. 1021-1036.
19. PeyreP., FabbroR., Merrien P., LieuradeH.P. Laser shock processing of aluminum alloys. Application to high cycle fatigue behavior // Mater. Sci. Eng. A. - 1996. - V. 210. - P. 102-107.
20. Шанявский А.А. Безопасное усталостное разрушение элементов авиаконструкций. Синергетика в инженерных приложениях. -Уфа: Монография, 2003. - 800 с.
21. Shanyavskiy A.A., Artamonov M.A. Fractal dimensions for fatigue fracture surfaces performed on micro- and meso-scale levels // Int. J. Fract. - 2004. - V. 26. - P. 309-314.
22. Bathias C., Bin C., Varines I. An understanding of very high cycle fatigue of metals // Int. J. Fract. - 2003. - V. 25. - P. 1101-1107.
Поступила в редакцию 28.05.2007 г.
