Artykuł metodologiczny

Pomiary odkształceń w pełnym polu dla mikrostrukturalnie małej propagacji pęknięć zmęczeniowych przy użyciu metody cyfrowej korelacji obrazów

DOI:

10.3791/59134

⸱

16 stycznia 2019

 ,  ,  , 
1Department of Mechanical Engineering, Aalto University School of Engineering

W tym artykule

Podsumowanie

$$\rightleftharpoonup{xx}$$ $$\longleftharp{xx}$$, $$\longrightharp{xx}$$,

Mikrostrukturalnie małe zachowanie wzrostu pęknięć zmęczeniowych jest badane przy użyciu nowatorskiego podejścia metodologicznego, łączącego pomiar szybkości wzrostu pęknięć i analizę pola odkształceń, aby ujawnić skumulowane pole deformacji na poziomie podziarna.

Streszczenie

$$\rightleftharpoonup{xx}$$ $$\longleftharp{xx}$$, $$\longrightharp{xx}$$,

Nowatorskie podejście pomiarowe jest używane do ujawnienia skumulowanego pola deformacji na poziomie podziarna i do zbadania wpływu mikrostruktury na wzrost mikrostrukturalnie małych pęknięć zmęczeniowych. Proponowana metodologia analizy pola odkształceń opiera się na zastosowaniu unikalnej techniki wzorcowania o charakterystycznej wielkości plamki około 10 μm. Opracowana metodologia jest stosowana do badania małych pęknięć zmęczeniowych w ferrytycznej stali nierdzewnej Fe-Cr wyśrodkowanej na ciele (bcc) o stosunkowo dużym uziarnieniu, co pozwala na uzyskanie wysokiej dokładności pomiaru przestrzennego na poziomie podziarna. Metodologia ta umożliwia pomiar niewielkich opóźnień wzrostu pęknięć zmęczeniowych i związanych z nimi stref lokalizacji przerywanego odkształcenia ścinającego przed wierzchołkiem pęknięcia. Ponadto może to być skorelowane z orientacją i wielkością ziarna. W związku z tym opracowana metodologia może zapewnić głębsze fundamentalne zrozumienie zachowania wzrostu małych pęknięć zmęczeniowych, wymagane do opracowania solidnych modeli teoretycznych dla stylu propagacja małych pęknięć zmęczeniowych w materiałach polikrystalicznych.

Wprowadzenie

$$\rightleftharpoonup{xx}$$ $$\longleftharp{xx}$$, $$\longrightharp{xx}$$,

Nowe lekkie rozwiązania są potrzebne do poprawy efektywności energetycznej pojazdów, takich jak statki. Redukcja masy dużych konstrukcji stalowych jest możliwa dzięki zastosowaniu zaawansowanych materiałów stalowych. Efektywne wykorzystanie nowego materiału i lekkiego rozwiązania wymaga wysokiej jakości wykonania i solidnych metod projektowania1,2. Solidna metoda projektowania oznacza analizę statyczno-wytrzymałościową w realistycznych warunkach obciążenia, takich jak obciążenie wywołane falami w przypadku statku wycieczkowego, a także obliczenia odpowiedzi w celu zdefiniowania odkształceń i naprężeń. Dopuszczalny poziom naprężeń jest definiowany na podstawie wytrzymałości krytycznych detali konstrukcyjnych. W przypadku dużych konstrukcji są to zazwyczaj połączenia spawane o niejednorodnej mikrostrukturze. Jednym z kluczowych wyzwań projektowych dla nowych lekkich rozwiązań jest zmęczenie spowodowane jego kumulatywnym i miejscowym charakterem, często występującym na nacięciach spawalniczych. Aby zapewnić wysoką jakość wykonania, zachowanie zmęczeniowe jest zdominowane przez mały wzrost pęknięć zmęczeniowych (SFC), ponieważ wady wywołane produkcją są bardzo małe1,3. W związku z tym podstawowa wiedza na temat niewielkiego wzrostu pęknięć zmęczeniowych w materiałach metalicznych ma kluczowe znaczenie dla zrównoważonego stosowania nowych stali w konstrukcjach o wysokiej wydajności.

Efektywne modelowanie tak skomplikowanego procesu, jakim jest propagacja pęknięć zmęczeniowych w polikrystalicznych materiałach metalicznych, jest niemożliwe bez jasnego zrozumienia procesów fizycznych towarzyszących mechanizmowi pękania zmęczeniowego. Znaczący wysiłek społeczności badawczej skupił się na badaniu propagacji pęknięć zmęczeniowych za pomocą obserwacji wizualnej i analizy statystycznej. Do tej pory zachowanie wzrostu małych pęknięć zmęczeniowych było badane głównie metodami teoretycznymi ze względu na ograniczenia technik eksperymentalnych. Anomalne opóźnienie tempa wzrostu pęknięć zmęczeniowych dla SFC jest zwykle związane z granicami ziaren (GB)4,5,6,7,8,9. Jednak przyczyny anomalnego wzrostu SFC są nadal przedmiotem dyskusji. Wyniki uzyskane przez modelowanie teoretyczne z wykorzystaniem metody dyslokacji dyskretnej wskazują na powstawanie ściany dyslokacji, czyli krótkiej granicy ziaren o małym kącie spowodowanej dyslokacjami emitowanymi z końcówki pęknięcia zmęczeniowego wpływającymi na szybkość wzrostu pęknięć zmęczeniowych10,11,12,13. Do niedawna istniało wyzwanie związane z dokładną analizą eksperymentalną zachowania wzrostu małych pęknięć zmęczeniowych. Obserwacje eksperymentalne są niezbędne do opracowania modeli obliczeniowych opartych na zasadach fizycznych.

Do analizy cyklicznego zachowania się deformacji materiału w mikroskali pożądane jest posiadanie pomiarów deformacji w pełnym polu, które mogą być przeprowadzane in situ podczas cyklicznego obciążenia przy użyciu standardowego sprzętu do testowania mechanicznego, z rozdzielczością przestrzenną co najmniej o rząd wielkości poniżej charakterystycznej skali długości mikrostruktury. Aby zrozumieć zmiany w szybkości wzrostu pęknięć zmęczeniowych, mierzone pola odkształceń są często łączone z pomiarami dyfrakcji elektronów wstecznie rozproszonych (EBSD) mikrostruktury materiału. Carrol et al.14 dostarczają ilościowy, pełnopolowy pomiar ex situ odkształcenia plastycznego w pobliżu rosnącego długiego pęknięcia zmęczeniowego w superstopie na bazie niklu, pokazując powstawanie asymetrycznych płatów w śladzie tworzywa sztucznego po rozprzestrzeniającym się pęknięciu zmęczeniowym. Przy większym powiększeniu cyfrowa korelacja obrazu (DIC) w mikroskopii elektronowej ujawniła niejednorodności odkształceń związane z lokalizacją odkształceń na pasmach poślizgu, z granicami bliźniaczymi i ziarnami wpływającymi na zachowanie wzrostu pęknięć zmęczeniowych. Jednak zastosowane podejście do pomiaru ex situ nie jest w stanie uchwycić pola odkształcenia podczas propagacji pęknięć zmęczeniowych. Eksperymentalne badanie stępiania tworzywa sztucznego podczas długotrwałej propagacji pęknięć zmęczeniowych zostało przeprowadzone przez Peralta15 przy użyciu DIC in situ dla czystości handlowej Ni (99,6%). Wyniki wykazały, że akumulacja odkształceń plastycznych była zdominowana przez ścinanie wzdłuż pasm poślizgu, które rozciągały się przed pęknięciem i były nachylone w stosunku do kierunku wzrostu pęknięcia. Obserwowana lokalizacja odkształceń na pasmach poślizgu jest prawdopodobnie spowodowana przeciążeniem, ponieważ niskie wartości współczynników intensywności naprężeń skutkują mieszanym charakterem odkształcenia (ścinanie i odkształcenie normalne)14,15. Niejednorodny rozkład pola odkształcenia na poziomie podziarna zaobserwowano dla gruboziarnistego stopu aluminium16 i duplex steel17, gdzie aktywacja systemów poślizgu dyslokacji była związana z prawem Schmida16,17.

Niedawne badanie przeprowadzone przez Malitckii18 pokazuje, że anomalne zachowanie wzrostu SFC jest kontrolowane przez niejednorodności odkształceń związane ze strukturą ziarna lub, w szczególności, przez akumulację stref lokalizacji odkształceń ścinających przed pęknięciem. Dzięki wysokiej jakości wzorom w mikroskali i ziarnom większym niż 100 μm, mikroskopia optyczna DIC po raz pierwszy umożliwiła pomiary deformacji podziarna in situ. Jednak w Malitckii18 nowatorska metodologia zastosowana do pomiaru pola odkształceń plastycznych in situ na przestrzeni setek tysięcy cykli obciążenia nie została przedstawiona ani szczegółowo omówiona. Dlatego celem niniejszej pracy jest wprowadzenie nowego podejścia eksperymentalnego do badania zachowania wzrostu małych pęknięć zmęczeniowych w materiałach polikrystalicznych w reżimie wysokiego cyklu. Nowatorstwo tego podejścia polega na pomiarze odkształceń w pełnym polu in situ przy użyciu unikalnej techniki wzorca, a także na pomiarze szybkości wzrostu pęknięć. Ponieważ metoda ta wykorzystuje optyczne czujniki obrazu, umożliwia uchwycenie tysięcy klatek podczas testu zmęczeniowego. Dyfrakcja wstecznego rozproszenia elektronów (EBSD) jest używana do charakterystyki mikrostrukturalnej i łączona z pomiarami DIC w celu ujawnienia wpływu granic ziaren na opóźnienie wzrostu małych pęknięć zmęczeniowych18. Podejście to stosuje się do pomiaru małej propagacji pęknięć zmęczeniowych w ferrytycznej stali nierdzewnej bcc 18%Cr18 symulując zachowanie stali konstrukcyjnej w dużych zastosowaniach konstrukcyjnych. W tym artykule wyjaśniamy główne etapy procedury pomiarowej i przedstawiamy podsumowanie dyskusji na temat głównego ustalenia.

Protokół

$$\rightleftharpoonup{xx}$$ $$\longleftharp{xx}$$, $$\longrightharp{xx}$$,

1. Przygotowanie próbki i wyżarzanie

  1. Frezować oryginalne płyty ze stali nierdzewnej ferrytycznej o grubości 3 mm (patrz Tabela Materiałów) w celu uformowania płyty o charakterystycznych wymiarach około 200 mm x 15 mm x 1 mm.
  2. Umieść wyprodukowaną stalową płytę w rurze kwarcowej i pompuj ją (patrz tabela materiałów) do ciśnienia około 10-6 mbar.
  3. Wprowadź argon (patrz Tabela materiałów) do rurki kwarcowej, aż ciśnienie osiągnie około 0.2 mbar.
  4. Uszczelnij rurkę kwarcową z próbką w środku, podgrzewając rurkę kwarcową do temperatury topnienia19.
    UWAGA: Procedura uszczelniania jest niebezpieczna. Stosuj odpowiednie środki ostrożności, takie jak odpowiednia ochrona oczu itp.20.
  5. Wyżarzać blachę stalową uszczelnioną wewnątrz rury kwarcowej za pomocą pieca komorowego (patrz tabela materiałów) w temperaturze 1200 °C przez 1 godzinę i hartować w wodzie.
    UWAGA: Procedura wyżarzania zwiększa średni uziarnienie badanej stali do 350 μm bez nadmiernego tworzenia się cząstek węglika chromu21.
    UWAGA: Procedura wyżarzania jest niebezpieczna. Zachowaj odpowiednie środki ostrożności i postępuj zgodnie z instrukcjami zawartymi w instrukcji obsługi pieca komorowego.
  6. Wyciąć próbki karbowane (o grubości 1 mm) z wyżarzonej płyty badanej stali ferrytycznej metodą obróbki elektroerozyjnej (EDM, patrz Tabela Materiałów). Schemat próbki jest pokazany w Rysunek 1.
    UWAGA: Procedura cięcia EDM jest niebezpieczna. Stosuj odpowiednie środki ostrożności i postępuj zgodnie z instrukcjami zawartymi w instrukcji EDM.
  7. Zmielić i wypolerować powierzchnię próbki.
    1. Szlifować powierzchnie próbki za pomocą szlifierki z papierem ściernym (tabela materiałów), aż powierzchnia próbki będzie jednolita.
    2. Powierzchnie próbek należy polerować za pomocą maszyny do polerowania pastą diamentową o grubości 3 μm i 1 μm (patrz tabela materiałów) przez 10 minut każda.
    3. Wypolerować powierzchnię próbki za pomocą koloidalnego polerowania wibracyjnego krzemionką koloidalną 0,02 μm (patrz tabela materiałów) przez około 4 godziny; jest to wymagane do analizy EBSD.

2. Zmęczenie przed pękaniem

  1. Eksperymentalnie określ parametry badania zmęczeniowego kontrolowanego przemieszczeniem.
    1. Dostosuj limity przemieszczenia εmin i εmax serwohydraulicznej maszyny (patrz Tabela materiałów) tak, aby σmin i σmax mieściły się w zakresie odpowiednio około -50 MPa i 300 MPa.
      UWAGA: Maszyna serwohydrauliczna jest niebezpieczna. Stosuj odpowiednie środki ostrożności i postępuj zgodnie z instrukcjami zawartymi w instrukcji obsługi serwohydrauliki.
    2. Zbadaj początkowe powstawanie pęknięć po 2 000, 5 000 i 10 000 cyklach za pomocą mikroskopii optycznej (patrz Tabela materiałów), aby określić optymalną liczbę cykli zmęczeniowych i uniknąć nadmiernego wzrostu pęknięć.
  2. Poddać próbkę jednoosiowemu obciążeniu cyklicznemu kontrolowanemu przemieszczeniem przez określoną liczbę cykli.
  3. Zbadaj początkowe powstawanie pęknięć po określonej liczbie cykli za pomocą mikroskopii optycznej. Początkowe pęknięcia o długości do około 20 μm powstają na końcówce karbu
    4. .
  4. Zwiększ liczbę cykli obciążenia zmęczeniowego, jeśli początkowe pęknięcie nie zostało wyprodukowane.
  5. Wymień próbkę, jeśli początkowa długość pęknięcia przekracza 50 μm.

3. Charakterystyka mikrostrukturalna

  1. Oczyść wstępnie pękniętą próbkę.
    1. Wstępnie rozbitą próbkę czyścić acetonem przez 20 minut za pomocą kąpieli ultradźwiękowej (patrz Tabela materiałów).
    2. Oczyść wstępnie pękniętą próbkę etanolem przez 20 minut za pomocą kąpieli ultradźwiękowej (patrz Tabela materiałów).
  2. Oznacz badany obszar za pomocą mikrowgłębień Vickersa, jak pokazano na rysunku Rysunek 2a.
    1. Postępuj zgodnie z instrukcjami mikroindentora Vickers (patrz Tabela materiałów), aby wykonać znaki mikrowgłębienia.
    2. Włóż próbkę do mikrotwardościomierza Vickersa (patrz Tabela materiałów).
    3. Ustaw siłę wcięcia na 500 N.
    4. Dostosuj położenie pierwszego znaku wcięcia Vickersa w odległości około 500 μm w bok od końcówki nacięcia. Przygotuj drugie wgłębienie po drugiej stronie.
    5. Ustaw położenie trzeciego znacznika wcięcia na boki około 500 μm i około 400 μm od końcówki nacięcia.
  3. Przeanalizować mikrostrukturę stali od bocznej powierzchni próbki w pobliżu wcięcia za pomocą analizy dyfrakcji elektronów wstecznie rozproszonej (EBSD) (patrz tabela materiałów).
    1. Postępuj zgodnie z instrukcją obsługi skaningowego mikroskopu elektronowego, aby przeprowadzić analizę EBSD.
    2. Ustaw powiększenie na 200x.
    3. Dostosuj położenie próbki pod detektorem EBSD. Upewnij się, że końcówka nacięcia i trzy znaczniki mikrowgłębień Vickersa znajdują się w ramach skanowania EBSD (patrz Rysunek 2b).
    4. Ustaw rozmiar kroku skanowania EBSD na 2 μm. Czas skanowania wynosi około 1 godziny.

4. Dekoracja wzorem

  1. Oczyść powierzchnię próbki etanolem (patrz Tabela materiałów) przez 10 minut za pomocą kąpieli ultradźwiękowej.
  2. Wysuszyć próbkę za pomocą wentylatora.
  3. Wyczyść szkiełko mikroskopowe za pomocą papierowej serwetki nasączonej etanolem (patrz Tabela materiałów).
  4. Umieść cienką warstwę atramentu na szklanej powierzchni szkiełka mikroskopowego. Marker permanentny zapewnia jednolitą warstwę tuszu na powierzchni szkła ręcznie.
  5. Dociśnij silikonowy stempel ze wzorem na szklanej powierzchni, aby przenieść warstwę tuszu na powierzchnię stempla.
  6. Dociśnij silikonowy stempel pokryty tuszem do powierzchni próbki.
  7. Sprawdź jakość wzoru plamek za pomocą mikroskopii optycznej. Przykład wzoru plamek jest pokazany w Rysunek 3. Zobacz references22,23, aby uzyskać szczegółowe informacje na temat wzoru i druku mikrokontaktowego.
  8. Upewnij się, że rozmiar wzoru plamki jest co najmniej 10 razy mniejszy niż rozmiar ziarna badanego materiału.
    UWAGA: Wykonaj kroki 2, 3 i 4 w odpowiednim czasie, aby uniknąć wyschnięcia atramentu. Zdefiniuj eksperymentalnie czas schnięcia.

5. Testy zmęczeniowe za pomocą DIC

  1. Umieść próbkę w maszynie serwohydraulicznej (patrz tabela materiałów).
    UWAGA: Maszyna serwohydrauliczna jest niebezpieczna. Stosuj odpowiednie środki ostrożności i postępuj zgodnie z instrukcjami zawartymi w instrukcji obsługi serwohydrauliki.
  2. Wyregulować parametry badania zmęczeniowego pod kontrolowanym obciążeniem, stosując R = 0,1 (σmin = 35 MPa, σmax = 350 MPa) i częstotliwość badania 10 Hz za pomocą oprogramowania sterującego maszyny zmęczeniowej.
  3. Ustaw mikroskop optyczny z obiektywem z 16-krotnym zoomem precyzyjnym (patrz tabela materiałów) do optycznej obserwacji obszaru karbowania próbki.
  4. Wyposaż mikroskop optyczny w kamerę cyfrową o rozdzielczości 2 048 pikseli x 1 536 pikseli.
  5. Ręcznie wyreguluj powiększenie mikroskopu optycznego.
    1. Upewnij się, że cały obszar z karbem próbki pasuje do obszaru obrazu aparatu cyfrowego.
    2. Upewnij się, że rozmiar piksela jest co najmniej 5 razy mniejszy niż rozmiar wzoru.
  6. Uruchom test zmęczeniowy i zsynchronizuj go z systemem zapisu obrazu.
    1. Uchwyć obrazy podczas chwilowych (10 s) postojów próby zmęczeniowej w odstępach 500 cykli.
    2. Upewnij się, że obciążenie jest utrzymywane na stałym poziomie ze średnim naprężeniem około 210 MPa podczas akwizycji obrazu.
  7. Kontynuuj badanie zmęczeniowe, aż długość pęknięcia zbliży się do wartości krytycznej lub plastyczność przekroju netto zacznie dominować.

6. Analiza wyników

  1. Uzyskane surowe obrazy można wykorzystać do przeprowadzenia analizy szybkości wzrostu pęknięć (CGR) i DIC za pomocą komercyjnego oprogramowania (patrz tabela materiałów).
    1. Skorzystaj z instrukcji obsługi, aby przeprowadzić analizę CGR. Należy pamiętać, że analiza szybkości wzrostu pęknięć jest możliwa do przeprowadzenia za pomocą komercyjnego oprogramowania automatycznie lub ręcznie.
    2. Wykonaj analizę CGR ręcznie, korzystając z surowego zestawu danych obrazu, mierząc przyrost długości rys po każdych 500 cyklach.
  2. Analiza odkształcenia odkształcenia przy ścinaniu dla badanego obszaru za pomocą komercyjnego oprogramowania.
    1. Skorzystaj z instrukcji obsługi, aby przeprowadzić analizę odkształcenia przy ścinaniu.
    2. Upewnij się, że tryb korelacji w ustawieniach szeregów czasowych oprogramowania jest wybrany jako "względny do pierwszego".
  3. Wykonaj analizę współczynnika Schmida i błędnej orientacji ziaren danych EBSD za pomocą zestawu narzędzi MTEX o otwartym kodzie źródłowym (patrz tabela materiałów).
    UWAGA: Szczegółowe informacje na temat analizy współczynnika Schmida i błędnej orientacji ziaren są dostępne w podręczniku użytkownika MTEX toolbox24.
  4. Wykonaj analizę skumulowaną uzyskanych wyników.
    UWAGA: Analiza skumulowana jest omówiona w Ref.18.
    1. Użyj znaczników mikrowcięć Vickersa, aby dopasować mapę granic ziarna, mapę błędnej orientacji i mapę współczynnika Schmida na górze pola deformacji odkształcenia odkształcenia ścinającego18.
    2. Zdefiniuj korelację między CGR, polem odkształcenia i mikrostrukturą (mapy błędnej orientacji i współczynnika Schmida)18.

Wyniki

$$\rightleftharpoonup{xx}$$ $$\longleftharp{xx}$$, $$\longrightharp{xx}$$,

Korzystając z proponowanej metodologii, możemy analizować pole deformacji podziarna gromadzące się podczas propagacji małych pęknięć zmęczeniowych pod wpływem cyklicznego obciążenia. Charakterystykę przeprowadza się na poziomie podziarna, wykazując drobne cechy zachowania materiału pod obciążeniem zmęczeniowym nawet w obrębie pojedynczego ziarna. W szczególności zaobserwowano powstawanie pól lokalizacji odkształceń ścinających, jak pokazano na rysunku Rysunek 4. Przeprowadzono szereg testów mających na celu weryfikację zaobserwowanych zjawisk.

Pole deformacji można łatwo połączyć z obrazem granicy ziaren w celu kompleksowej charakterystyki cech odpowiedzialnych za nietypowe zachowanie wzrostu małych pęknięć zmęczeniowych (zobacz Rysunek 5). Skumulowana analiza pola deformacji, mikrostruktury, szybkości wzrostu pęknięć i ścieżki pęknięć ujawnia zależność między opóźnieniem szybkości wzrostu małych pęknięć a akumulacją strefy lokalizacji odkształcenia ścinającego18, jak pokazano na filmie.

figure-results-1
Rysunek 1: Schematyczny widok próbki do badań zmęczeniowych badanej ferrytycznej stali nierdzewnej (wymiary podane są w mm). Kliknij tutaj, aby zobaczyć większą wersję tego rysunku.

figure-results-2
Rysunek 2: Obraz SEM bocznej powierzchni próbki ferrytycznej stali nierdzewnej w pobliżu obszaru z karbem (a) i jej mapa odwróconego bieguna (IPF) z kluczem IPF we wstawce (b). Wyrównanie pola odkształcenia DIC i obrazu EBSD przeprowadzono za pomocą mikrowgłębień Vickersa pokazanych przez przerywane okręgi (a). Kliknij tutaj, aby zobaczyć większą wersję tego rysunku.

figure-results-3
Rysunek 3. Mikroskopia optyczna bocznej powierzchni próbki ozdobionej wzorem.

figure-results-4
Rysunek 4. Przerywana akumulacja stref lokalizacji odkształcenia ścinającego podczas niewielkiego wzrostu pęknięć zmęczeniowych. Kliknij tutaj, aby zobaczyć większą wersję tego rysunku.

figure-results-5
Rysunek 5. Dwa przykłady (a i b) łączonego widoku pola odkształcenia ścinającego i mikrostruktury badanej stali badanej w warunkach zmęczeniowych. Kliknij tutaj, aby zobaczyć większą wersję tego rysunku.

figure-results-6
Rysunek 6. Wykonana na zamówienie maszyna pneumatyczna do dekoracji wzorów próbek.Kliknij tutaj, aby zobaczyć większą wersję tego rysunku.

Dyskusja

$$\rightleftharpoonup{xx}$$ $$\longleftharp{xx}$$, $$\longrightharp{xx}$$,

Wprowadzono nowatorskie podejście do pomiaru in situ w celu pomiaru pola skumulowanych odkształceń na poziomie mikroskali ziarna. Aby zademonstrować zdolność podejścia, bada się mikrostrukturalnie małą propagację pęknięć zmęczeniowych w ferrytycznej stali nierdzewnej z 18% chromem. Badaną stal wykonano w postaci blachy gorącowalcowanej o grubości 3 mm (patrz Tabela Materiałów) i średnim uziarnieniu około 17 μm21.

Udany pomiar wymaga początkowego pęknięcia zmęczeniowego na końcówce karbu próbek w celu dalszej analizy zachowania propagacji. W celu zbadania pęknięcia o małej mikrostrukturze, długość początkowego pęknięcia powinna być znacznie mniejsza niż wielkość ziarna badanej stali. Próba zmęczeniowa jest kontrolowana przemieszczeniem, aby zapobiec wzrostowi pęknięć po zainicjowaniu pęknięć zmęczeniowych. Stwierdzono, że czas inicjacji pękania zmęczeniowego ulega znacznemu skróceniu wraz ze spadkiem współczynnika naprężeń (R). W związku z tym do zainicjowania pękania zmęczeniowego w próbkach badanych ze współczynnikiem R -0,16 wymaganych było tylko 10 000 cykli, podczas gdy w przypadku Rratio 0,1 pęknięcie zmęczeniowe nie rozpoczęło się nawet po 100 000 cykli. Zastosowanie współczynnika obciążenia R=-0,16 pozwala na zwiększenie zakresu naprężeń z 315 MPa do 350 MPa, przy czym maksymalne naprężenia przy pękaniu wstępnym są jeszcze mniejsze niż w przypadku rzeczywistych prób zmęczeniowych.

Przerywany mały wzrost pęknięć zmęczeniowych jest zwykle związany z mikrostrukturą. W szczególności granice ziaren są powszechnie uważane za cechy mikrostrukturalne odpowiedzialne za małe opóźnienie wzrostu pęknięć 4,5,6,7,8,9,10,11,12. Sformułowanie dyslokacji w elemencie granicznym przez Hanssona i wsp.13 pokazuje, że granice ziaren o małym kącie leżące na drodze ścieżki pęknięcia mogą powodować zarówno wzrost, jak i spadek szybkości wzrostu pęknięć; Jednak granice ziaren pod dużym kątem nie wpływają na tempo wzrostu pęknięć. Fizyczne przyczyny powodujące anomalne zachowanie wzrostu pęknięć nie są dobrze znane. W celu ujawnienia cech mikrostrukturalnych powodujących niewielkie opóźnienie pęknięć, przed badaniem zmęczeniowym próbki przeprowadzono charakterystykę mikrostrukturalną. Procedura polerowania opisana w kroku 1 ma kluczowe znaczenie dla wiarygodnej analizy mikrostrukturalnej przy użyciu EBSD. W kroku 3, tuż przed analizą EBSD, czyszczenie próbki w etanolu jest dozwolone tylko wtedy, gdy opary acetonu są niebezpieczne dla detektora EBSD.

Aby ujawnić procesy deformacji w obrębie poszczególnych ziaren, wielkość wzoru plamek musi być znacznie mniejsza niż wielkość ziarna badanej stali. Ponieważ średni uziarnienie stali po wyżarzaniu wynosi około 350 μm, charakterystyczny rozmiar wzoru plamek wymagany do obliczenia DIC został wybrany na około 10 μm22,12. Wielkość wzoru plamek musi być co najmniej 10 razy mniejsza niż wielkość ziarna badanej stali, aby można było prawidłowo wykonać krok 5. Powierzchnia próbki ozdobiona jest wzorem plamek za pomocą stempla silikonowego. Używamy specjalnie wykonanego narzędzia pneumatycznego (patrz rysunek 6) do szybkiej i precyzyjnej obsługi stempla.

Krótkie zachowanie propagacji pęknięć zmęczeniowych jest badane podczas kontrolowanych obciążeniem testów zmęczeniowych wstępnie pękniętych próbek przy użyciu współczynnika R 0,1 (σmin = 35 MPa, σmax = 350 MPa) i częstotliwości 10 Hz. Badanie zmęczeniowe następuje wraz z pomiarem cyfrowej korelacji obrazu (DIC). Obszar zainteresowania jest monitorowany za pomocą mikroskopu optycznego, 16-krotnego obiektywu Precision Zoom, o rozdzielczości 2 μm/piksel. Obrazy są rejestrowane podczas chwilowych (10 s) postojów próby zmęczeniowej w odstępach 500 cykli. Podczas akwizycji obrazu obciążenie jest utrzymywane na stałym poziomie, ze średnim naprężeniem około 210 MPa, w celu uzyskania równych warunków obciążenia dla wszystkich obrazów, ustabilizowania odkształceń plastycznych i uniknięcia zamykania pęknięć zmęczeniowych i rozległego pełzania, którym towarzyszy odpowiednio minimalna i maksymalna siła obciążenia. Nowatorstwo metody opiera się na zapisie obrazu DIC in situ o wysokiej rozdzielczości, który pozwala na ujawnienie drobnych stref deformacji powstających podczas wzrostu niewielkich pęknięć zmęczeniowych. Powodzenie eksperymentu zależy od prawidłowego wdrożenia procedury wstępnego pękania, doboru interwału przechwytywania obrazu i powiększenia, aby zapobiec rozmyciu drobnych cech, takich jak obserwowane strefy lokalizacji odkształcenia ścinającego. W związku z tym właściwy dobór rozdzielczości kamery, powiększenia optycznego i wielkości wzoru plamek, jak opisano w kroku 5 protokołu, może mieć kluczowe znaczenie dla badania zjawisk lokalizacji odkształceń. Jednak morfologia stref lokalizacji odkształcenia ścinającego jest nadal niejasna i wymaga dalszych ulepszeń wzoru plamek i rozdzielczości sprzętu rejestrującego obraz.

Podejście metodologiczne opisane w niniejszej pracy jest odpowiednie do analizy wzrostu pęknięć małych pęknięć zmęczeniowych w materiałach gruboziarnistych. Połączenie pomiaru szybkości wzrostu pęknięć i analizy pola odkształceń na poziomie podziarna pomaga ujawnić mechanizm, który jest odpowiedzialny za anomalny wzrost małych pęknięć zmęczeniowych18, oprócz szeroko obserwowanych skutków granicznych ziaren na SFC. Głębsze zrozumienie mechanizmów pękania zmęczeniowego umożliwia opracowanie nowych podejść teoretycznych, a tym samym, umożliwia projektowanie lżejszych i bardziej energooszczędnych konstrukcji w przyszłości.

Oświadczenia

$$\rightleftharpoonup{xx}$$ $$\longleftharp{xx}$$, $$\longrightharp{xx}$$,

Autorzy nie mają żadnych konkurencyjnych interesów finansowych do ujawnienia.

Podziękowania

$$\rightleftharpoonup{xx}$$ $$\longleftharp{xx}$$, $$\longrightharp{xx}$$,

Ferrytyczna stal nierdzewna ASTM UNS S43940 została dostarczona przez Outokumpu Stainless Oyj. Badania są wspierane przez projekt Akademii Finlandii nr 298762 i Aalto University School of Engineering oraz przez finansowanie podoktoranckie nr 9155273 Aalto University School of Engineering. Publikacja wideo została zrealizowana przy wsparciu Mikko Raskinena z Aalto Media Factory.

Materiały

Lista materiałów użytych w tym artykule
NazwaFirmaNumer katalogowyKomentarze
AcetonSigma-AldrichSTBH7695Pirotyn acetonowy ≥ 99,5 %
Gaz argonOy AGA Ab, Gazy przemysłowe (Finlandia)UN 1006Czystość gazu ≥ 99,9999 %
Piec komorowyLenton4934zakres temperatur 20-1200 oC
Oprogramowanie komercyjne DaVis 8LaVision Inc.Komercyjne oprogramowanie używane do analizy szybkości wzrostu pęknięć i pola odkształceń
Wykonane na zamówienie pneumatyczne narzędzie do tłoczeniaAalto UniversityMade in Aalto University
Pasta diamentowaStruers Inc.DP-Mol. 3 i mikro; m, DP-Nap. 1 &mikro; m,Pasta do polerowania papieru
ściernegoStruers Inc.FEPA P #800, FEPA P #1200, FEPA P #2500Papier do mielenia
etanoluAltia IndustrialETAX BaPyrity etanolu ≥ 99,5 %
FEG-SEM skaningowy mikroskop elektronowyAnaliza ZEISSULTRA 55EBSD
Ferrytyczna stal nierdzewnaOutokumpu Stainless Oyj (Finlandia)Rdzeń 441/4509 (ASTM UNS S43940)Płyta walcowana 3 mm
do pompypróżniowejLeybold-HeraeusD4B/WS
SzlifierkaStruers Inc.LaboPol-21Szlifowanie ręczne
MasterMet 2 Niekrystalizujące zawiesino do polerowania krzemionki koloidalnejBuehler Inc.40-6380-0640,02 &mikro; m krzemionka koloidalna 
Oprogramowanie MatLabMathWorks Inc.Oprogramowanie MatLab wykorzystywane jako platforma dla zestawu narzędzi MTEX
Twardościomierz Micro VickersBuehler Inc.Oprogramowanie 1600-6400
MTEXOpen sourceZestaw narzędzi Open source oparty na MatLab do analizy danych EBSD (http://mtex-toolbox.github.io/)
Mikroskop optycznyNikon CorporationEPIPHOT 200
Maszyna do polerowaniaStruers Inc.LaboPol-5Polerowanie ręczne
Serwohydrauliczna maszynaMTS system corporation858 System
Pompa turbomolekularnaLeybold-HeraeusTurbovac 50
Polerka wibracyjnaBuehler Inc.VibroMet 2Automatyczne polerowanie
Drut EDMTamSpark OyCharmilles robofil 400średnica drutu 0,15 mm
stołowy

Bibliografia

$$\rightleftharpoonup{xx}$$ $$\longleftharp{xx}$$, $$\longrightharp{xx}$$,
  1. Remes, H. Factors affecting the fatigue strength of thin-plates in large structures. International Journal of Fatigue. 101, 397-407 (2017).
  2. Lillemäe, I., Remes, H., Liinalampi, S., Itävuo, A. Influence of weld quality on the fatigue strength of thin normal and high strength steel butt joints. Welding in the World. 60, 731-740 (2016).
  3. Remes, H. Strain-based approach to fatigue crack initiation and propagation in welded steel joints with arbitrary notch shape. International Journal of Fatigue. 52, 114-123 (2013).
  4. Tokaji, K., Ogawa, T. The growth behavior of microstructurally small fatigue cracks in metals. Short Fatigue Cracks, ESIS 13. Miller, K. J., de los Rios, E. R. , Mechanical Engineering Publication. London. 85-89 (1992).
  5. Tokaji, K., Ogawa, T., Harada, Y. Evaluation on limitation of linear elastic fracture mechanics for small fatigue crack growth. Fatigue & Fracture of Engineering Materials & Structures. 10, 281-289 (1987).
  6. Tokaji, K., Ogawa, T. The growth behavior of microstructurally small fatigue cracks in metals. Short Fatigue Cracks, ESIS 13. Miller, K. J., de los Rios, E. R. , Mechanical Engineering Publications. London. 85-89 (1992).
  7. McClintock, F. A. On the plasticity of the growth of fatigue cracks. Fracture of Solids. 20, 65-102 (1963).
  8. Doquet, V. Micromechanical simulations of microstructure-sensitive stage I fatigue crack growth. Fatigue & Fracture Engineering Materials & Structures. 22, 215-223 (1998).
  9. Ohr, S. M. An electron microscope study of crack tip deformation and its impact on the dislocation theory of fracture. Materials Science and Engineering. 72, 1-35 (1985).
  10. Influence of low-angle grain boundaries on short fatigue crack growth studied by a discrete dislocation method. Bjerkén, C., Melin, S. Proceedings of the 17th European Conference Fracture, 2-5 September, Czech Republic,, , VUTIUM Brno. (2008).
  11. Bjerkén, C., Melin, S. Growth of a short fatigue crack - long term simulation using a dislocation technique. International Journal of Solids and Structures. 46, 1196-1204 (2009).
  12. Shen, Z., Wagoner, R. H., Clark, W. A. T. Dislocation and grain boundary interactions in metals. Acta Metallurgica. 36, 3231-3242 (1988).
  13. Hansson, P., Melin, S. Grain boundary influence on short fatigue crack growth rate. International Journal of Fracture. 165, 199-210 (2010).
  14. Carroll, J. D., Abuzaid, W., Lambros, J., Sehitoglu, H. High resolution digital image correlation measurements of strain accumulation in fatigue crack growth. International Journal of Fatigue. 57, 140-150 (2013).
  15. Peralta, P., Choi, S. H., Gee, J. Experimental quantification of the plastic blunting process for stage II fatigue crack growth in one-phase metallic materials. International Journal of Plasticity. 23, 1763-1795 (2007).
  16. Zhang, N., Tong, W. An experimental study on grain deformation and interactions in an Al-0.5%Mg multicrystal. International Journal of Plasticity. 20, 523-542 (2004).
  17. Bartali, A. E., Aubin, V., Degallaix, S. Surface observation and measurement techniques to study the fatigue damage micromechanisms in a duplex stainless steel. International Journal of Fatigue. 31, 2049-2055 (2009).
  18. Malitckii, E., Remes, H., Lehto, P., Yagodzinskyy, Y., Bossuyt, S., Hänninen, H. Strain accumulation during microstructurally small fatigue crack propagation in bcc Fe-Cr ferritic stainless steel. Acta Materialia. 144, 51-59 (2018).
  19. http://www.ilpi.com/glassblowing/tutorial_ampule.html. , http://www.ilpi.com/glassblowing/tutorial_ampule.html. (2018).
  20. http://www.ilpi.com/msds/ref/ppe.html. , http://www.ilpi.com/msds/ref/ppe.html (2018).
  21. Malitckii, E., Yagodzinskyy, Y., Lehto, P., Remes, H., Romu, J., Hänninen, H. Hydrogen effects on mechanical properties of 18%Cr ferritic stainless steel. Material Science and Engineering A. 700, 331-337 (2017).
  22. Optimized patterns for digital image correlation. Proceedings of the 2012 Annual Conference on Experimental and Applied Mechanics, Imaging Methods for Novel Materials and Challenging Applications. Bossuyt, S. 3, 239-248 (2013).
  23. Coren, F., Palestini, C., Lehto, M., Bossuyt, S., Kiviluoma, P., Korhonen, A., Kuosmanen, P. Microcontact printing on metallic surfaces for optical deformation measurements. Proceedings of the Estonian Academy of Sciences. 66, 184-188 (2017).
  24. Documentation. , http://mtex-toolbox.github.io/documentation.html (2018).

Przedruki i uprawnienia

Poproś o pozwolenie na ponowne wykorzystanie tekstu lub ilustracji tego artykułu JoVE

Poproś o pozwolenie

Tagi

Mikrostrukturalne p kni cia drobneanaliza na poziomie podziarnowymdyfrakcja elektron w wstecznie rozproszonychlokalizacja odkszta cenia cinaj cegomapowanie orientacji ziarenpomiar szybko ci wzrostu p knitechnika unikalnych wzorc w

Powiązane artykuły