книги / Упругие и демпфирующие свойства конструкционных металлических материалов

А

Рис. 82. Схема распространения ультразвука в поликристалле при длине волны не­ много меньше размеров кристаллита

Из расчета следует,^что значения а обратно пропорциональны сред­ нему диаметру зерна D. Для оценки коэффициента поглощения ультра­ звука при \ > б используют другие физические представления— упруго­ однородные, упругоанизотропные среды, из которых следуют соотноше­ ния a<*D*f* и OL<"Uf2, где f — частота колебаний.

Л . Л . Рохлиным на основе учета напряжений и деформаций, возникаю­ щих при распространении ультразвука в поликристалле, предложен ме­ тод расчета коэффициента затухания, дБ/м, для любых соотношений X и D:

	а =	34,76	0 -	sinAAr^b	) 0 -	sin/rfa	( 100)
		а		Akfb		kfa
	где	а и Ь — размеры		кристаллита в направлении, перпендикулярном
	распространению волн; kt = 2n/\t — среднее					волновое число для попе­

речных волн в кристаллитах; Д/г, — среднее различие в волновых числах для продольных волн в соседних зернах.

Графическая зависимость имеет вид кривой с максимумом, а оценки а согласуются с результатами для частных случаев соотношений X и D.

При наличии в структуре избыточных фаз рассеяние энергии сплава (поглощение ультразвука) зависит от модулей упругости и плотностей структурных составляющих, от их размеров и взаимного расположения. Коэффициент затухания продольных волн в упругоизотропной матрице с включениями шаровидной формы, размер которых значительно меньше X, составля«1

<*=

(101)

171

где P0Q — относительное объемное содержание фазы; qe— параметр, учитывающий различия в упругих характеристиках и плотностях матри­ цы и фазы (включения); 0 В — средний диаметр включения. Значения а растут**#*/4, что соответствует рэллеевскому рассеянию.

На рис. 83 представлены расчетные значения коэффициента затухания для магниевых сплавов, в пределах порядка величины совпадающие с экспериментально определенными величинами. Форма и особенности рас­ пределения включений второй

а,дб/м	фазы в сплавах, наличие пористо-
	сти требуют дополнительного ана­
	лиза применимости расчетных
	оценок коэффициента затухания
	ультразвука.

Рис. 83. Зависимость коэффициента затухания а, обусловленного рассея­

нием энергии изолированными части­ цами вторых фаз в магниевых спла­ вах, от объемного содержания леги­ рующих элементов (продольные вол­ ны, 20 МГц, /Т = 10 мкм) (3 ]

Дислокационная компонента рассеяния ультразвука может быть оп­ ределена в рамках обсужденных выше модельных представлений. Сог­ ласно теории струны Гранато— Люкке, а = KoBpGj/*c, где К0— расчетный коэффициент; В — коэффициент сопротивления движению дислокаций.

Несмотря на известные ограничения исходных модельных представле­ ний, предсказываемая зависимость нашла хорошее эксперимен­ тальное подтверждение. Значимость дислокационной компоненты зату­ хания не ограничивается поглощением ультразвуковых колебаний, в рамках общих представлений о природе микропластического рассея­ ния энергии она широко используется при создании упругих элементов различных систем, работающих при звуковых колебаниях. Так, с целью максимального снижения дислокационного рассеяния энергии в пружин­ ных сталях создаются устойчивые полигональные структуры с закреп­ ленными примесными атомами, сегрегациями или выделениями дисло­ кационными стенками; для высокопрочных структурностабильных среднеуглеродистых сталей используют методы М ТО, ММТО и др.

Ослабление интенсивности прохождения ультразвуковых упругих волн возможно также вследствие теплообмена между местами сжатия

172

и растяжения (при сжатии— повышение, при растяжении — понижение температуры):

л 2 / 1 + ^ , 2	Ту?
	( 102)

где у — коэффициент теплопроводности; ср — теплоемкость, отнесенная

к единице массы; Г — абсолютная температура;				0— коэффициент линей-
Т аб л и ц а 8. Коэффициент затухания ультразвука в металлах и сплавах
(продольные волны) [3 ]
Материал	Состояние	Характеристика		D, мкм	а, дБ/м,
			структуры		при 10 МГц
					(20 МГц)
Zn	Горячепрессован-	Частично рекристая­		-	500 -700
	ный	лизованная			1430
Cd	Кованый	Равноосные зерна		28
Sn	м	То же	N	130	2300
Pb				60	2700-3300
Mg	Горячепрессовэн­	Частично и полностью			3 5 -7 5
	ный	рекристаллизованная			(70 -180)
	Горячекатаный	структура			2 - 3 ( 5 - 8 )
MA17		Равноосные зерна		10
Mg (99,98 %)	После выращи-	Монокристалл		—	8 - 1 7
	вания	Деформированная и			2 5 -1 2 0
Al	Кованый и отож­
	женный	рекристаллизован­
		ная структура			1 3 -1 4
Д16	После закалки и	Рекристаллизован­
	естественного	ная структура
	старения			100-200
АДЗ-1	Горячепрессован-	Равноосные зерна			1 —3 (3 —9)
(17 -23 %	ный
Zn; 0,1 -
0,2 % Mg;
основа Al)	После выращива­	Монокристалл			1 - 7
AI (99,97 %)				—
	ния	Рекристаллизованная		100	9 7 0 -1 1 0 0
М1	Горячепрессова* I-
	ный
М2	Горячепрессован­	Рекристаллизован­		30	40 0 -4 60
	ион	ная
БрХ0,8	Пи 1пн			1000	900 -1270
БрАМц9-2	Деформированная Частично нагартован-			145	1 5 0 -2 3 0
		ная
Л63	1орпчедоформиро-Рекристаллизованная			28	4 0 0 -5 00
ЛС 59-1	миннмп	Двухфазная струк­		—	2 5 0 -3 00
		тура (<х + 0)
ХН77ТЮР	Д|м)н>рмирпппн	Равноосные зерна		14	2(56)

Н Ы Й И I I I I I H I W U I I

ими

173

Материал

Ti 2,6 %;

AI 0,36 % Сг

ВТ5

ВТ9

Fe

Сталь 40 >

У10

12Х18Н9Т

Мо

W

			Продолжение табл. 8
	Состояние	Характеристика	D, мкм	а, дБ/м,
		структуры		при 10 МГц
				(20 МГц)
	Кованый	_	_	54(160-320)
	Деформирован-	Однофазная струк-	120	4 2 -5 0
	ный	тура	_
	$9	Двухфазная (а + 0)-		15-19
		структура с малыми
		размерами фаз	32
	99	Равноосные зерна		62
	"
		Перлит + феррит	—	68(300)
	9	Перлит	—	125-160
	99	Равноосные зерна	7,4	1,(25)
	Горячее прессова­ Частично рекристал-		-	3,5 (5)
	ние порошка	лизованная
	Литой и кованый	Равноосные зерна	18	1 (6)

ного расширения. При частотах до 40 МГц эта компонента затухания, со* гласно расчетам Л. Л. Рохлина, незначима.

Таким образом, при создании сплавов с низким коэффициентом зату­ хания ультразвука в качестве основы следует использовать металл с малой упругой анизотропией и значениями модулей упругости и плот­ ностью, близкими к характеристикам твердого раствора.

Интерес к металлическим сплавам как материалам с особыми акусти­

ческими	свойствами в ультразвуковом диапазоне частот порядка	5 —
40 МГц	при амплитудах деформаций ~ 1 (Г7 вызван прежде всего	их

успешным применением в качестве звукопроводов ультразвуковых линий задержки (табл. 8 ). Низкое затухание ультразвука в металле и малое изменение его скорости являются основными предпосылками для использования сплавов на его основе.

Высокая звукопроводность магния и его сплавов, низкая стоимость и легкость обработки сложных по форме изделий и достаточная устой­ чивость против механических повреждений предопределили Их широкое внедрение в нашей стране. На рис. 84 обобщены данные по влиянию ле­ гирующих элементов на коэффициент затухания и скорость ультразвука в магнии. Благодаря малой упругой анизотропии магния в сплавах на его основе удается сохранить низкий уровень внутреннего рассеяния энергии. Минимальное затухание ультразвука достигается в сплавах магния с церием, неодимом и иттрием при легировании ими в пределах твердого раствора. Растворимость церия и неодима в магнии с пониже­ нием температуры падает, что способствует выделению из пересыщен­ ного твердого раствора дисперсных соединений на дислокациях и созда­ нию при последующей обработке сплавов структур с мелким рекристаллизованным зерном. Одновременно церий и неодим [ при расчете доба-

174

сх,дб/м

Рис. 84. Влияние легирующих элементов на коэффициент затухания и скорости ультразвука в магнии (продольные волны, 20 МГц) [ 3]

вок на 1 % (по массе) ] относительно мало изменяют скорость ультра­ звука по сравнению с другими сплавами магния.

Магниевоцериевые и магниевонеодимовые сплавы с дополнительным легированием легли в основу создания промышленных сплавов для звукопроводов. Для получения сплавов в качестве основы для дополни­ тельного легирования используется сплав, содержащий мишметалл и

марганец:	МДЗ-1— 0,5 — 0,2	% (по массе)	мишметалла (или церия);
0 ,1 5 -0 ,6	% Мп; основа Мд;	М Д З -2 -2 -4	% Nd; 1,0— 1,5 % Са; 0,15—
0,4 % Мп;	основа Мд [ 3]. Содержание алюминия как случайной примеси

в сплаве МДЗ-1 -0 ,1 %, в МДЗ-2 -0 ,0 5 %. При освоении сплава МДЗ-1 промышленностью был уточнен его состав, и он был включен в ГО С Т 14957-76 под маркой МА17 (0,7 -1 ,5 % Се, 0,2 -0 ,7 % Мп; основа М д). Основными полуфабрикатами являются горячекатаные плиты с очень

175

мелким, однородным по величине, рекристаллизованным зерном (0 ^ 1 0 мкм). Коэффициент затухания ультразвука сплава (продольные волны) составляет2 — 3 (при 10 МГц) и 5 — 8дБ/м (при2 0 М Гц ).

Близкие значения а достигаются на монокристаллах алюминия (99,97 %); алюминиевом сплаве АДЗ-1, содержащем ~20 % Zn; корро­ зионностойкой стали с мелким рекристаллизованным зерном, молибде­ не и вольфраме. Однако указанные материалы уступают сплавам магния по стоимости и технологичности, а использование стали, молибдена и вольфрама ограничено их высокой плотностью (возрастает собственная масса линий задержки). Кроме того, сплав МА17 обладает значительно меньшими потерями при возбуждении ультразвуковых сигналов в звукоп роводе и их приемом преобразователями.

6. Контактное рассеяние энергии в металлических системах

Композиционные материалы с развитыми межфазными границами, сочетающие достаточно высокие прочностные и демпфирующие харак­ теристики, позволяют значительно расширить температурную область их практического применения [ 164]. Считая, что воздействие фаз на свой­ ства композиции аддитивно и пропорционально их объемной доле, для материала с числом фаз N при фиксированной частоте колебаний предла­ гается следующая температурная зависимость внутреннего трения:

СГ1	(Т )	= 2	( Л Увн + Q~g,	(103)
		/= 1
где	Q g H ( Л		— температурная	зависимость внутреннего трения /-той
фазы;		\/вн — ее объемная доля; Q"1— межфазное (контактное) трение,

обусловленное рассеянием энергии на некогерентных или лолукогерентных границах раздела.

Некогерентные границы между фазами характерны для пленочного

композита N i— SiO,	полученного путем последовательной конденсации
чередующихся слоев	Ni и Si (многослойные конденсаты МСК) [1 6 5 ];
для композита AI — В, полученного диффузионным спеканием под дав­
лением чередующихся слоев фольги AI с однонаправленно уложенными
волокнами В [ 166]	и других систем. Межфазное трение Q~* в компози­

ционных системах типа металл— неметалл с некогерентными границами наиболее значительно при повышенных температурах, когда на границе раздела интенсивно протекают диффузионные процессы. Максимальный уровень затухания (^ д = 22 %) в отожженных пленочных МСК N i— SiO соответствует релаксационному пику внутреннего трения при 510°С, связанного с диффузией атомов Ni вдоль границы SiO.

В системе AI — В выше 400°С начинает развиваться химическое взаи­ модействие между волокнами В и А!, контролирующие это явление диф­

176

фузионные процессы повышают вязкость межфазных границ. Если в области температур 20— 200°С демпфирующая способность композита A l - В на уровне |//д = 3 — 10 %, то при температурах ~400°С фд > 1 р %, что обусловлено вкладом G”1в общее затухание. Слабая связь компо­ нентов на межфазной границе также увеличивает межфазное трение Q~l благодаря проскальзыванию волокон при знакопеременном нагру­ жении.

В двухфазных системах с некогерентными межфазными границами, с взаимно нерастворимыми и невступающими в химические реакции ком­ понентами (например, в пленочном MCK N i-S iO ), согласно данным

Б.М . Даринского с соавт., возможно диффузионное перемещение границ

внормальном направлении в поле действующих напряжений. Концентра­ ция вакансий (межузельных атомов) у такой поверхности повышается (понижается) на АС $, пропорциональную нормальному напряжению as на межфазной поверхности: ACs = ±£los/kT, где Г2 — эффективный объем

межузельного атома или вакансии.

Возникающий градиент концентраций как в матрице, так и во включе­ нии вызывает диффузионный перейос вещества. Выход точечных дефек­ тов на межфазную поверхность способствует ее перемещению в нормаль­ ном направлении с конечной скоростью, намного меньшей скорости про­ скальзывания. Диффузионное течение наступает при сколь угодно малых напряжениях при достаточно высоких температурах, когда диффузион­ ные процессы достаточно интенсивны. Пластическое течение, являющееся пороговым эффектом, наступает при больших нагрузках и низких тем­ пературах, вызывая дополнительное рассеяние энергии упругих колеба­ ний (межфазные потери на некогерентной границе).

А. П. Яковлевым с сотр. [ 167] выполнены систематические исследова­ ния демпфирующих свойств волокнистых композиционных систем. Демпфирующая способность стеклопластиковых образцов с дискретны­ ми волокнами диаметром 0,01 — 0,02 мм зависит от длины волокон как в исходном состоянии, так и после предварительного статического нагру­ жения. При одинаковой длине волокон предварительное растяжение повышает затухание колебаний композита почти в 1,5 раза, рост декре­ мента колебаний зависит и от исходной длины волокон.

Результаты исследований цельных и слоистых образцов из стеклотекстолитов СТЭФ, СФ-1, НФД-180, ФДМ-1-0,1 показали, что в составных образцах, полученных путем склейки из двух частей с помощью клеев и мастик ЭД-С, 88 Н, ЛН, ГЭН-150, относительное рассеяние энергии достигает 14 30 % (в 2 - 5 раз выше, чем у цельного).

Для композиции о сторжня с непрерывными однонаправленными во­ локнами и степенной зависимостью рассеяния энергии в материалах волокон и мшрицм приводится методика расчета декремента продоль­ ных колебании

177

5 _ Аопв- и аеВо^~'

1 + ot/J	(104)
где А, В, n, Аг — параметры, определяемые опытным путем;	а = £ м/£в;
/3= VM/VB (£ м/ £ в и VM, ^ — соответственно модули	упругости и
объемы матрицы и волокон).

Для практических расчетов используют номограммы с различными от­ ношениями а. Соответствие расчетных характеристик эксперименталь­ ным значениям декремента колебаний подтверждено для композицион­ ных систем с матрицей из сплава Д16 и волокон из стали 65Г, с матрицей из меди и вольфрамовых волокон.

Высокая демпфирующая способность алюминия, армированного волокнами окиси кремния, коррозионностойкой (нержавеющей) сталью (Бекер), волокнами кремния [168] (рис. 85), предопределила их практическое использование в качестве звукопоглощающих материалов. Путем изменения укладки армирующих элементов можно управлять рассеянием энергии в материале конструкции в широких пределах.

В композитах типа металл— металл, получаемых направленной крис­ таллизацией эвтектических сплавов, совместной прокаткой в глубоком вакууме при высоких температурах, волочением проволоки из одного металла в оболочке другого до высоких степеней обжатия, реализуется прочная металлическая связь между компонентами. Амплитудная зави­ симость затухания композиций с металлической межфазной связью изу­ чена на примере многожильного композита Си — Сг [169] и одножиль­ ного Си — НТ50 (50 % Nb, остальное Ti) [ 170], где практически исключе-

Рис. 85. Расчетные (/, 4) и экспериментальные (2, 3) зависимости демпфирующей способности от амплитуды деформации для композиций:

1, 2 —алюминий— окись кремния; 3, 4 — алюминий— нержавеющая сталь [ 168)

Рис. 86. Амплитудная зависимость внутреннего трения эвтектической композиции Си - Сг и меди. Цифры у кривых - скорость кристаллизации [ 164)

178

ны потери энергии на механическое проскальзывание по границам разде­ ла. Многожильный композит изготовлен направленной кристаллизацией эвтектического сплава Си — 1,3 % Сг методом Бриджмена, одножиль­ ный— прессованием составной заготовки из сплава НТ50 в медной обо­ лочке с высокой степенью обжатия при 700°С с последующим волочени­ ем в проволоку.

На амплитудных зависимостях внутреннего трения композиций обна­ ружен максимум (рис. 86), высота которого зависит от условий получе­ ния композиции и степени ее дисперсности. Однако обнаруженные раз­ личия в рассеянии энергии между композициями и их составляющими полностью устраняются отжигом при сравнительно низких температурах

(250— 300°С).

Высокопрочные композиты типа металл - металл с плотным распреде­ лением включений поперечного размера менее 1 мкм получают методом in situ из литого или направленно закристаллизованного двухфазного сплава с последующим сильным обжатием. Включения эффективно пре­

пятствуют движению дислокаций	матрицы (межфазные	границы).
При аномально высокой плотности	дислокаций в матрице	(например,

М О 13 см"2 для композита Си — 12,5 % Nb) в наиболее тонких включени­ ях обнаруживаются участки, практически не имеющие дислокаций [171]. В зависимости от среднего диаметра включений (степени обжа­ тия) наблюдаются монотонное изменение характеристик прочности, твердости и экстремальные зависимости затухания колебаний и модулей

упругости композита. В	литых ц направленно	закристаллизованных
слитках системы A l - C u	эвтектического состава	на кривых СГ1 (0 В)

обнаружен максимум 0 " ^ ах ~ 6,5 •10"2, на кривых £ (£>в) и G (0 В) — ми­ нимумы в интервале диаметров Бв = 50 — 60 нм.

Для объяснения эффектов высокого рассеяния энергии Е1ыдвигаются различные дислокационные механизмы. Так, для объяснения экстре­ мальных зависимостей СГ1(DB) выдвигается гипотеза о сопоставимо­ сти диаметров включений с размерами источников Франка-Рида, что приводит при определенных их размерах к торможению границами рас­ ширяющихся дислокационных петель. Однако обобщение этих воззре­ ний пока преждевременно из-за ограниченного опубликования экспери­ ментальных материалов.

С. А. Головиным с сотр. [141, 142] было обращено внимание на воз­ можность создания вибропоглощающих композиционных систем путем рассеяния энергии на некогерентных границах фаз в порошковых мате­ риалах, полученных из тугоплавкого порошка, пропитанного жидким легкоплавким металлом или сплавом. Такие системы представляют практический интерес как материалы, способные выдерживать тепло­ вые удары и демпфировать резонансные колебания. Отметим здесь воз­ можности этих систем для исследования процессов, приводящих к плав­ лению наполнителя и возникновению на границе раздела жидкая—

179

твердая фаза (см. рис. 70). Максимум затухания при температуре плав­ ления наполнителя обнаружен для многих пористых структур типа туго­

плавкий металл— легкоплавкий металл	с взаимно нерастворимыми и
не вступающими в химические реакции	компонентами Fe — Pb, Fe — ла­

тунь, Fe — Си [ 141, 142], Ni — РЬ [ 172], Си — РЬ, М	о -[С и -7 2 % (ат.)Ад]
[ 173]. Для композиции Fe — РЬ с плотностью 8,2	г/см3 демпфирующая

способность при температуре плавления свинца возрастает почти в 30 раз, в то время как модуль упругости уменьшается скачком практи­ чески до значения, соответствующего пористой матрице. В системе Ni — РЬ [172] композит при температурах 320— 325°С достигает значе­ ний фд = 30 %, когда свинец становится жидким — фа — 1,5 %.

Аномальное рассеяние энергии при температурах начала плавления наполнителя при нагревании (или конца затвердевания при охлаждении) композиции во многом обусловлено вязким проскальзыванием по гра­ ницам раздела матрица— наполнитель. В пористых структурах на основе железа при температурах, меньших предплавильных для наполнителя, имеются и другие максимумы затухания, связанные, по-видимому, с процессами механического проскальзывания по границам раздела матри­ ца — наполнитель, подобно жестким блокам.

Слоистые и многослойные материалы, обладающие высоким уровнем демпфирования, разрабатываются весьма интенсивно. Широко ведется поиск вибропоглощающих тонколистовых материалов с неметалличе­ скими, металлическими и комбинированными слоистыми покрытиями [167]. Многослойные композиции (МСК) на основе алюминия сплавов (Д16, АМ тб), сталей (СтЗ, 08кп, Х15Н30ВМТ) с неметаллическими покрытиями из герметиков, эластомера, хлорвинила, клеев, пластмасс, виброизоляционных материалов, мастик используют в авиационной, сельскохозяйственной (кожухи, насадки, удлинительные трубы газо­ турбинных двигателей, кабины самоходных сельскохозяйственных ма­ шин и т.д.) и других областях техники. Характер амплитудной зависи­ мости рассеяния энергии двухслойных систем в ряде случаев отличается от таковой для основы композита и зависит от толщины покрытия. Декремент колебаний МСК растет с увеличением толщины неметалли­ ческого слоя нелинейно (за исключением герметиков).

Эффективность демпфирующего воздействия металлических слои­

стых покрытий изучали на латунях			(ЛС59-1, Л62, Л062-1) и титановых
сплавах	(ВТЗ-1, В Т8 ). Применение тонких покрытий из пластичных ма­
териалов	(олово,	серебро) на образцах из латуней при соотношениях
толщин	покрытия	и металлической	основы 0,0025— 0,00375 оказалось
неэффективным (рост фд до 2 0 % ).			Однако МСК на основе сплавов ти­
тана с покрытиями из слоев меди			(0,015— 0,05 мм), никеля (0,015 -
0,03 мм), хрома		(0,03— 0,04 мм), нанесенными в порядке возрастания
упругих	и уменьшения пластических свойств материала покрытий, по­

180