книги / Структурно-аналитическая теория прочности
..pdfРассмотренные |
в этой главе |
задачи до |
сих пор |
решены |
не были, если |
не считать |
отдельных |
попыток |
аналити |
ческого описания простейших свойств. Между тем структур но-аналитическая теория без каких-либо специальных трудновоспринимаемых дополнительных предположений позволи ла дать точное количественное прогнозирование поведения поликристаллов с некубической решеткой при циклическом воздействии на них температуры и внешнего давления. По добный результат был, по нашему мнению, достигнут, вопервых, благодаря введению в предмет теории эффективно го поля неориентированных микронапряжений и, во-вторых, благодаря гипотезе о синхронном изменении всех компо нент тензора этого поля в процессе релаксации.
Разумеется, возможно дальнейшее развитие теории, осо бенно применительно к объектам, у которых микронапря жения не достигают таких больших значений, как у цинка или кадмия, либо в отношении малых температурных или баромеханических воздействий. Однако такое развитие, повидимому, не потребует существенного изменения методоло гии расчета. Сложным остается лишь вопрос о выборе ори ентационной функции /(Q ) для решения задач о формо изменении ненапряженных поликристаллов под действием теплосмен или баросмен.
Г л ав а 5
ФУНКЦИОНАЛЬНЫЕ СВОЙСТВА МАТЕРИАЛОВ С МАРТЕНСИТНЫМ МЕХАНИЗМОМ НЕУПРУГОСТИ
5.1.Псевдоупругость
5.1.1.Введение
Свойства псевдоупругости, как известно, проявляются в двух случаях — при действии чисто двойникового механизма деформа ции и при мартенситной неупругости. У материалов с эффектом памяти формы псевдоупругость связана и с первым, и со вторым механизмами. При температурах значительно ниже Мк домини рует двойниковый механизм псевдоупругости. Это обусловлено тем, что мартенсит обладает исключительной склонностью к двойникованию. Двойники в нем образуются уже непосредственно во время реакции аустенит -* мартенсит, причем такой процесс совершенно необходим как аккомодационный механизм сопряже ния фаз. В результате в мартенсите всегда существуют группы двойников в такой конфигурации, которая, с одной стороны, обес печивает минимальную несовместность по габитусу фаз при пря мой мартенситной реакции и, с другой - минимизирует упругую внутреннюю энергию сдвойникованного мартенсита. В поле ме ханических напряжений сдвойникованная структура переходит в новую конфигурацию, подстраиваясь под воздействие напряже ний. Вследствие этого тело испытывает чисто двойниковую пла стичность. Когда внешнюю нагрузку удаляют, новая конфигура ция двойников оказывается неустойчивой и испытывает тенден цию к перестроению в исходную. Стимулами для такой транс формации являются ориентированные микронапряжения, а мак роскопическим проявлением ее — возврат макроскопической де формации, т. е. собственно явление псевдоупругости. Расчет чисто двойниковой псевдоупругости мартенсита возможен на ос-
нове принципов, изложенных в главе 3. По этой причине не бу дем касаться данного вопроса.
Аустенит в отличие от мартенсита, как правило, не содержит двойников (из-за высокой энергии дефектов упаковки) или со держит их в незначительном количестве; поэтому двойниковым каналом пластичности аустенита можно пренебречь. Однако если температура деформации ниже некоторой характеристической температуры, которую принято обозначать Md, при механиче ском нагружении он может испытать реакцию перехода в мар тенсит. Она начнется тогда, когда, в соответствии с (1.100), эффективная температура начала превращения аустенит-*мар тенсит повысится до температуры деформации. Происходящее под действием напряжений прямое мартенситное превращение будет сопровождаться макроскопической деформацией фазовой природы. По мере удаления механической нагрузки характери стические температуры будут возвращаться к своему прежнему значению и, следовательно, возникнут силы химического харак тера, стремящиеся вызвать обратную реакцию мартенсит-*аусте нит. Если она произойдет, макроскопические деформации возвра тятся, т. е. будет наблюдаться псевдоупругость аустенитного типа.
Совершенно аналогичная ситуация имеет место и при на гружении мартенсита при температурах не ниже некоторой ха рактеристической температуры Ad. В этом случае, в соответст вии с (1 .1 0 0), температура начала реакции мартенсит-*аустенит может понизиться до уровня температуры деформирования. Вследствие этого мартенсит начнет по мере роста нагрузки пре образовываться в аустенит. Такая реакция вызовет появление макроскопической неупругой деформации фазовой природы.
После удаления нагрузки возникший аустенит может ока заться термодинамически неустойчивым. Если он трансформи руется в мартенсит, произойдет возврат макроскопической де формации, т. е. будет реализована мартенситная псевдоупру гость. Однако поведение нагружаемого мартенсита на самом деле несколько сложнее. Дело в том, что появившиеся кристаллы механоаустенита могут в поле напряжений преобразоваться вновь в кристаллы мартенсита, но уже отличной от исходной ориентировки. В такой ситуации нагружение мартенсита будет сопровождаться реакцией мартенсит-*другой мартенсит, что фак тически эквивалентно двойникованию мартенсита через проме жуточное аустенитное состояние. Подобная реакция не обяза тельно будет обратимой.
В большинстве случаев двойниковый и мартенситный каналы неупругости начинают действовать и завершают свое развитие при напряжениях, значительно меньших дислокационного пре дела текучести. Эта ситуация имеет место, например, в таких распространенных композициях, как сплавы на основе меди или никелида титана. В результате при расчете их псевдоупругих свойств целесообразно полностью не учитывать обычную дис-
Рис. 5.1. Схема, поясняющая псевдоупругие свойства материала.
локационную пластичность. Конечно, имеются примеры и дру гого характера. В железомарганцевых или железоникелевых сплавах дислокационной пластичностью пренебречь уже невоз можно. У этих материалов к тому же свойства аустенита и мартенсита различаются слабо. Характер же мартенситной неупругости для прямой и обратной реакций сходен. У сплавов на основе марганца формирование механических свойств осу ществляется также не только по схеме мартенситных реакций.
Простейший, но в то же время типичный пример псевдоупругого поведения сплавов показан схематически на рис. 5.1. Здесь после упругого участка ОА наступает интенсив ное течение вдоль кривой АВ, обусловленное фазовым превра щением. После завершения фазового превращения, правее точки By материал вновь деформируется упруго до тех пор, пока не будет достигнут обычный предел текучести вблизи точки С. Правее С накапливается обычная пластическая деформация. Раз грузка материала левее точки В или ненамного правее ее со провождается полным или частичным псевдоупругим возвратом, причем, как правило, с заметным механическим гистерезисом. Напряжение, отвечающее точке А, принято называть фазовым пределом текучести.
Свойства реальных материалов иногда оказываются богаче. Например, возможны последовательные цепочки реакций, каж дая из которых осуществляется при различных напряжениях. Тогда возникает не один, а два либо даже три фазовых предела текучести и возврат деформаций происходит многостадийно. У сплавов, например на основе меди, дислокационная пластичность вообще не имеет места: у них точке С отвечает напряжение, равное пределу грочности.
Ниже анализируются псевдоупругие свойства на основе сле дующих посылок:
1 ) полагая, что процессами обычного механического двойникования и дислокационного скольжения можно пренебречь;
2 ) допуская справедливым для фазовой микропластичности
или только уравнение (1.111), или только |
(1.112), (1.114); |
||
3) |
пренебрегая |
ориентированными и |
неориентированными |
микронапряжениями, т. е. отождествляя х*к и xik; |
|||
4) |
принимая для |
определенности, что деформация фазового |
превращения в (1 .1 1 1) Д* сводится только к D3 1; такая си туация в чистом виде реализуется, например, при ГЦК-»ГПУ- превращении в кобальте.
5.1.2. О методике расчета псевдоупругости для превращений первого рода
Итак, будем при вычислениях исходить из уравнений (1.101), (1.108) и (1 .1 1 1), выбирая температуру деформирования как задан ный параметр. При этом учтем следующее важное обстоятельство: из анализа (1 .1 0 1) для однородного напряженного состояния следу ет, что в зависимости от знака второго слагаемого (1 .1 0 1) в мате риале могут инициироваться прямые мартенситные реакции (когда
Tq£>31 г31 > 0 ), что соответствует в терминах эффективной темпера туры случаю охлаждения, или обратные (когда Г° ^ 31 г31 < 0), со
ответствующие случаю нагрева. Более того, уравнение (1.101) до пускает одновременное существование микрообьемов, в которых ре ализуется как прямая аустенит-»мартенсит (А-»М), так и обратная мартенсит-»аустенит (М-»А) реакции. Допустимость одновременного протекания в неоднородном поликристаллическом материале проти воположных фазовых реакций в различных микрообъемах создает условия для формирования сложных и разнообразных макроскопи ческих эффектов деформации.
Дадим краткую иллюстрацию сказанного на примере рас
тяжения. Используя (1.101) для этого случая |
(стзз = о), за |
|
пишем |
|
|
Т* — Т —— |
Ь cosfi sinfi sinCÜ, |
(5.1) |
где fi, (о — углы, задающие ориентацию локального базиса отно сительно лабораторного. С учетом (5.1) в ориентационном про странстве {Q} выделяются две подобласти: первая (I), ограничен
ная углами 0 < а < 2л:, 0 </?<лУ2 , 0<со<л, где — |
> 0 , и вто |
рая (II), ограниченная углами 0<a<27r, 0<fi<n/2, л<ш<Ъг, где
235
ТрРц Ад
(Лг = о cos/f sin /3 sin ш). Для подобласти I выраже- |
|
Я |
|
ние (5.1) при Т = const примет вид |
|
TQ |
| |
Т* = ------ |
^-ôcos/î siap sin (о Н (л - си), |
что для ô > 0 (в данном примере процесс нагружения) соответ ствует ситуации возможного изменения фазового состава при ох лаждении. Для подобласти II выражение (5.1) запишется точно так же:
Т* = - |
—- ^ 31 о cos fi sin fi sin со Н (со - п) у |
что соответствует |
из-за sin со < 0 случаю возможного фазового |
превращения, наблюдаемого при нагреве. Иначе говоря, подоб ласть I — это часть ориентационного пространства {Q}, в ко торой моделируется прямая фазовая реакция, а подобласть II представляет часть ориентационного пространства, где модели руется возможность реализации обратной реакции. Вместе с тем будем учитывать, что разделение на две подобласти в ориен тационном пространстве не означает обязательного разделения вещества на две части и в физическом пространстве, так как любой из образующихся кристаллов ориентационного простран ства не ограничен в объеме. Вследствие сказанного такой кри сталл может расти за счет физического объема, принадлежащего другой ориентационной подобласти. Эта идея будет широко ис пользована в расчетах. Ее математическое содержание отражено уравнениями первой главы.
С учетом вышесказанного произведем далее необходимые вы числения.
5.1.3. Расчет высокотемпературной (аустенитной) псевдоупругости
5.1.3.1. Постановка задачи
Рассмотрим поведение материала, находящегося полностью в аустенитном состоянии, при воздействии на него растягива ющего внешнего напряжения о. Пусть температура опыта Т больше Мн и постоянна. В данном разделе расчет будем про
изводить пока без учета |
статистических свойств, |
т. |
е. |
при |
гр (sr) = ô (sr), <р (sD) = ô (sD). Статистические свойства |
превраще |
|||
ния используем позже. |
Кроме того, постулируем, |
что |
в |
не |
догруженном состоянии мартенсита нет. Для определенности предположим, что исходное состояние достигается обязательным
нагревом ненагруженного материала до температуры Т > Ак и последующим охлаждением до Т > Мн.
При приложении растягивающего напряжения больше некоторой величины создание механомартенсита (мартенсита напряжения, в отличие от термомартенсита, образующегося при охлаждении) на чнется прежде всего в наиболее напряженном месте.
Аустенитная псевдоупругость по существу сводится к следу ющему. При нагружении материала растягивающим напряже нием эффективная температура в подобласти II повышается и поэтому какие-либо фазовые превращения в этой части ориен тационного пространства не идут. В подобласти I эффективная температура, наоборот, понижается. В результате термический аустенит (аустенит нагрева) может преобразоваться в мартенсит напряжения, который при удалении нагрузки становится не устойчивым и оказывается способным преобразовываться — пол ностью или частично — в исходный аустенит. В соответствии с (1.111), первая реакция будет сопровождаться накоплением мак роскопической деформации, а вторая — ее псевдоупругим воз вратом.
Анализ таких явлений и предпринят ниже. При этом всюду далее для определенности считаются выполненными условия
М„— Мк = Ак — Ан и / (Q) = const.
5.1.3.2.Расчет фазовой деформации при нагружении кристалла
Принимая во внимание, что термический аустенит в под области II пространства {£2} устойчив при нагружении, рассчи таем изменение фазового состава в подобласти I. Скорость из менения количества мартенсита в ней, в соответствии с (1.108), будет равна
Ж |
kÔ COSfiSittfi SiOO) r r , , А ч |
Л а . ч „ г , „ |
|
Ф1 = |
-----м - М ------ |
Н С* “ Фм) Я (acos/?sm/? sin со) Я [Мн - Г + |
нК
+ к a cos sin fi sin ш - Ф (Л/н - Мк) ] Я (я - ш), |
(5.2) |
где введено обозначение Л = ^ Я 31. Суммарное количество мар
тенсита Фм определяется равенством
1 |
t |
2л л /2 |
л |
|
ФМ= ~ 4 |
f dT f da $ dfi S Ф.СОsfidw. |
|||
|
‘ |
о |
0 |
|
4л2 о |
|
|
||
Это дает с учетом (5.2) |
следующее |
выражение: |
237
Фм = -- |
, |
t |
2л |
л /2 |
л |
|
у - ---------/ dr {da |
fdfi |
f 6 H ( 1 - Ф м ) х |
|
|||
4л (М„ - Д/к) о |
О |
О |
о |
|
||
х H (à cos(5sin fi sin со) H [М„ - |
T + kacosfisinfi sin to - |
|||||
|
|
|
2 |
fi sin fi sin tu dw . |
(5.3) |
|
|
- Ф (Мн - A/к) 1 cos |
|||||
Интеграл (5.3) можно упростить на основе следующих |
||||||
рассуждений. |
Во-первых, |
положим |
# ( 1 - Ф м ) = 1 , |
помня, |
что в пределах интегрирования по времени подынтегральное
выражение не равно |
нулю |
лишь |
при |
Ф^ < 1. Во-вторых, |
|
H(ôcosfisinfisintu) = 1 |
при |
<7>0, |
так |
как |
рассматривается |
лишь подобласть I, где, по |
определению, |
cos fi sin fi sin to > 0. |
Остающееся выражение, вообще говоря, может быть представ лено через эллиптические интегралы первого, второго и третьего рода. Поскольку работать с ними, очень неудобно, воспользуемся приближенными оценками, положив функцию Хевисайда равной единице при всех значениях углов fi и to. Строго говоря, это было бы правильным лишь при Т « А/н. Од нако оценки допускаемых ошибок показывают, что последние
остаются приемлемыми и при других значениях |
Г. |
Погрешно |
||||
сти |
вычислений |
зависят от |
фактора (Т |
- Мн) Шн |
~ Мк)~1, |
|
т. |
е. ослабляются |
с ростом |
Мн - Мк. |
Кроме |
того, |
было по |
казано путем сравнения приближенного аналитического счета с точным расчетом на ЭВМ, что сделанное допущение в практи ческих задачах оправдано. Приравнивание к единице функции
Хевисайда |
Я [Мн - Т + ka cos fi sin fi sintu - Ф (MH- |
MK)] = 1 |
|||
фактически |
означает введение |
в предмет |
анализа |
некоторого |
|
среднего стартового напряжения |
при |
котором |
в |
подобла |
сти I начинается во многих кристаллах прямое мартенситное превращение. Конечно, условие локального равновесия, контроли руемое аргументом функции Хевисайда, требует введения ло кального критерия по напряжению, равного
А->м |
Т - Мн |
. . |
|
к cosfi sin fi sin to ' |
|
Среднее напряжение |
начала реакции |
аустенит-»-мар |
тенсит, не зависящее от угловых переменных {£2}, введем с помощью выражения
(5.5)
где а — некоторая постоянная, которая будет определена из ус ловия нормировки.
Теперь видно, что, в соответствии с изложенной логикой и учетом возникшей независимости интегрирования по времени и
угловым координатам в |
(5.2) |
и в (5.3), выражения для |
<ï>i и |
Фм сводятся к |
|
|
|
* ( а _ 1°нГМ) |
д . w |
) Н ( л - (о) cosД sin/S sin œ , |
(5.6) |
Ф1 = — м~ —М ---- Н(о — |
Фм =
4я ‘ ( М „ - М к)
2я |
я / 2 |
я |
|
х f da fd p |
/cos2/? sin/? sin ш dœ . |
(5.7) |
|
0 |
0 |
0 |
|
После интегрирования (5.7) получаем
к (a - o^7U) |
A.M |
(5.8)
ф» = 3Д(А/н - м Г) Я(<Г- <
Превращение аустенит-*мартенсит прекратится тогда, когда
выполнится условие Ф^ = 1/2 (другая половина Фм отсутствует, так как аустенит подобласти II вначале не испытывает пре вращения). Концу мартенситной реакции в подобласти I будет
отвечать |
напряжение |
|
равное |
при Ф^ = 1/2, в соответ |
|
ствии с |
(5.8), |
|
|
|
|
|
_А-*М _ Зтг М „ - М к |
_А-*м |
(5.9) |
||
|
* |
т |
к |
+ °»t |
|
|
|
||||
С другой |
стороны, это |
же |
напряжение должно удовлетворять |
и условию окончания реакции в среднем в каждом месте
ориентационного пространства, т. е. уравнению |
(5.6) при |
||
Ф{ = 1 и |
среднем |
значении ориентационного |
фактора |
<cos£ sin/? sin ш> = а. |
Это дает |
|
|
|
|
МН- М К |
(5.10) |
|
|
ка |
|
|
|
|
|
Из (5.9) |
и (5.10) получаем |
|
|
|
|
а —2/Зтг, |
(5.11) |
239
Микроскопическую дисторсию |
, |
сопровождающую данный |
процесс, найдем, используя (1.111), |
(5.6), (5.12): |
Д = j ^ r K(» - < М) я (а - < - и) Я ( , < м - а) х
|
|
X Н (п —со) cos (Î sin /1sin со . |
(5.13) |
|||
Отсюда |
для |
осевой макроскопической |
фазовой деформации |
|||
получается выражение |
|
|
|
|
||
|
|
кРъ\ |
(а - о ^ ;м) Я ( а - < ^ ;м) х |
|
||
|
|
М „-М к |
|
|||
|
|
2ж |
ж/2 |
ж |
|
(5.14) |
|
|
- а ) ! da fdfi |
/cos3^ sin2/? sin2со dw . |
|||
|
|
0 |
0 |
0 |
|
|
После |
интегрирования имеем |
|
|
|
||
1*Ф = I S ( M „ - |
М . ) (° ~ О |
Я ( ° ~ О |
Н ( ■ < “ “ |
(5Л5) |
||
Максимальное |
значение |
деформации i£^ |
достигается |
при о = |
||
= I^Kf м- |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
ф _ |
Л п |
|
(5.16) |
|
|
I£max — JQ "31 * |
|
Эта деформация набирается на разности напряжений Да^ф м меж-
„„ „А-*М „ А-*М.
ДУ I°^Cf И (7^1
А ^ф-М= Щ <м » - ю ■ |
(5.17) |
|
Следовательно, средний коэффициент деформационного упроч нения при аустенитно-мартенситном механизме деформации, связанной с трансформацией решетки подобласти I, равен
А < М |
15g |
(Мн - Мк) . |
(5.18) |
|
Ф |
Г0 Di 1 |
|||
|
|
|||
I£max |
|
|
Теперь необходимо проследить за эволюцией аустенита под области II, т. е. в угловом пространстве л<ш ^2я. Казалось бы, что эта часть аустенита не может испытывать превращение, по-