Исследование стадийности деформации и разрушения и эволюции дефектной структуры при квазистатическом одноосном растяжении образцов конструкционных поликристаллических материалов, страница 28

В алюминиевых сплавах по данным кривой течения не удалось выявитьстадию IV, что связано с отсутствием на кривой течения этапа макролокализации. То что он при нагружении имеет место, не вызывает сомнения, поскольку график зависимости ИДС наглядно отражает факт резкого увеличения интенсивности деформации перед разрушением. В то же время, на кривой течения его зарегистрировать не удалось. Активность АЭ при деформации сплава Д16АТ проявляется характерно образцам, имеющим высокую чувствительность к концентраторам напряжений. Стадия упругой и начала пластической деформации протекают с высоким уровнем активности АЭ. При этом высокая активность на стадии упругости источников АЭ, идентифицированных как микротрещины, может быть вызвана образованием микротрещин именно в поверхностном слое материла образца, где сприсутствует свободная граница и концентрация дефектов максимальна.

Генерация АЭ в образцах сплава АМг6АМ подобно гладким образцам и пластичным образцам с надрезом имеет максимальную активность на стадии упругости и первой стадии пластической деформации. На этапе макролокализации (не выделяемой нами в качестве стадии) фиксируется активность АЭ, однако ее уровень значительно ниже, чем на начальных этапах пластической деформации.  Таким образом, для более пластичного сплава АМг6АМ характер генерации АЭ в гладких образцах и образцах с надрезами является схожим.

Проведенный анализ позволил разделить исследованные материалы на группы чувствительности к концентрации напряжений, которые могут быть получены не только на основании данных о пластичности материалов, но и на основании данных о регистрируемой АЭ, как следствия эволюции дефектной структуры материалов при деформации.

Установлено, что деформация сталей 20 и 45 протекает по типу II, подобно как и для гладких образцов с наличием стадий: I – упругости, II – начала пластической деформации и параболического упрочнения, III ‑ линейного упрочнения, IV – макролокализации (рис. 5.2.13, а). Деформация образцов алюминиевых сплавов, в отличие от сталей, заканчивается резким разрушением без стадии макролокализации (рис. 5.2.13, б).

Вид кривых интегрального накопления АЭ также различается. При деформации сплавов АМг6АМ и сталь 20 были получены кривые N(t), характерные для гладких образцов, имеющие на границе стадий микротекучести (стадия I) и начала пластической деформации (стадия II) вид графика N(t) с большой крутизной угла наклона (рис. 5.2.13, а) – кривая 4, б) – кривая 3). Стадии упрочнения (III) и макролокализации (IV) сопровождались медленным снижением активности сигналов АЭ излучаемых в основном дислокациями. Эти сплавы проявили наибольшую пластичность при деформировании (АМг6АМ - d = 4,2 %, сталь 20 - d = 6,5 %).

Ход графиков накопления сигналов АЭ для сплавов Д16АТ и сталь 45 отличается от графиков для АМг6АМ и стали 20. У обоих сплавов (Д16АТ и сталь 45) активность АЭ повышается до середины стадии I, о чем свидетельствует повышение крутизны графика N = f(t). После чего активность резко снижается и остается низкой на протяжении стадии II. К началу стадии III график N = f(t) резко увеличивает свою крутизну, что говорит о возрастании активности АЭ. Активность АЭ проявляла все большее нарастание до разрушения образца. Высокая активность АЭ является следствием развития высокой скорости локализованной деформации. Подтверждают это и исследования с использованием ОТИС по измерению интегральной интенсивности деформации сдвига g=f(t) (рис. 5.2.3 и 5.2.11). На границе стадий I и II наблюдается достижение максимума g, связанное с началом пластической деформации. Дальнейший активный рост g происходит на стадиях III и IV, сопровождающихся активным ростом АЭ.