CC BY
13
УДК 539.3, 539.4
Динамический предел текучести и откольная прочность поликристаллического алюминида никеля
В.В. Якушев1, А.В. Уткин1, А.Н. Жуков1,
1 2 Г.В. Гаркушин , Д.О. Московских
1 Институт проблем химической физики РАН, Черноголовка, 142432, Россия
2 Национальный исследовательский технологический университет «Московский институт стали и сплавов»,
Москва, 119049, Россия
Приведены результаты экспериментальных исследований динамического предела текучести и от-кольной прочности поликристаллического NiAl в условиях ударно-волнового воздействия. Регистрация волновых профилей производилась с использованием лазерного интерферометра. На профилях скорости свободной поверхности зафиксировано расщепление ударной волны с образованием двух-волновой конфигурации из упругой и пластической волн, а также откольный импульс, обусловленный разрушением образца при растяжении. Определены динамический предел текучести и откольная прочность в зависимости от амплитуды ударного сжатия и скорости деформирования в разгрузочной части импульса. Установлено влияние амплитуды ударной волны на релаксацию напряжений за фронтом упругого предвестника.
Ключевые слова: ударные волны, предел текучести, откольная прочность, интерметаллиды, VISAR
DOI 10.55652/1683-805X_2022_25_2_5
Dynamic yield strength and spall strength of polycrystalline
nickel aluminide
V.V. Yakushev1, A.V. Utkin1, A.N. Zhukov1, G.V. Garkushin1, and D O. Moskovskikh2
1 Institute of Problems of Chemical Physics RAS, Chernogolovka, 142432, Russia
2 MISIS National University of Science and Technology, Moscow, 119049, Russia
This study reports the results of experimental research on the dynamic yield strength and spall strength of polycrystalline NiAl under shock-wave loading. The wave profiles are obtained by laser interferometry. The free surface velocity profiles demonstrate shock wave splitting with the formation of a two-wave configuration of elastic and plastic waves, and a spallation pulse caused by tensile fracture of the sample. The dynamic yield strength and spall strength are determined as functions of the shock compression amplitude and strain rate in the unloading part of the pulse. The influence of the shock wave amplitude on the stress relaxation behind the elastic precursor front is described.
Keywords: shock waves, yield strength, spall strength, intermetallic compounds, VISAR
1. Введение
Интерметаллические соединения все чаще находят применение в промышленности в качестве конструкционных материалов благодаря своей высокой твердости, химической и термической стойкости [1].
Исследования свойств интерметаллидов при ударно-волновом воздействии обусловлены перспективой их применения в авиационно-космическом двигателестроении [2], где изделия могут подвергаться высоким термическим и ударным нагрузкам. Большой практический интерес пред-
© Якушев В.В., Уткин А.В., Жуков А.Н., Гаркушин Г.В., Московских Д.О., 2022
ставляют алюминиды и сплавы на их основе. Это обусловлено их высокими прочностными и жаропрочными характеристиками при температурах, свойственных никелевым сплавам и выше них [1]. Пониженная плотность алюминидов из-за входящего в состав алюминия приводит к повышению удельных характеристик прочности и жаропрочности. По сравнению с другими материалами, алюминиды обладают высоким сопротивлением к окислению. При этом алюминий относится к сравнительно недорогим, недефицитным легирующим элементам [1].
Изучение свойств интерметаллидов при ударном сжатии также важно для исследования и разработки реакционных материалов — составов, способных к горению или взрыву при сильном механическом воздействии, состоящих из невзрывчатых твердых компонентов, инертных в обычных условиях. Такими составами могут быть смеси металлических порошков, способных реагировать друг с другом с большим тепловым эффектом (например, смесь порошков никеля и алюминия [3-5]), при инициировании которых образуется соответствующий интерметаллид. Знание ударно-волновых характеристик образовавшегося продукта важно для определения конечного термодинамического состояния продуктов после инициирования, оценки степени превращения и энерговыделения.
В настоящее время в литературе имеются данные по ударному сжатию таких интерметаллидов, как TiAl и сплавов на его основе [6-12], Ni3Al [2, 10, 13], NiAl [14-22], а также NiTi [23-26], широко известного благодаря эффекту памяти формы. Данные по откольному разрушению приводятся в статьях [6, 9] (TiAl), [2, 13, 27] №Al), [23, 25, 26] (NiTi). На данный момент экспериментальные исследования NiAl при высоком динамическом давлении представлены в основном изучением его ударной сжимаемости. При этом информация о динамическом пределе текучести и откольной прочности этого вещества крайне ограничена.
Данные о динамическом пределе текучести NiAl приводятся в [14]. В этой работе с помощью лазерного интерферометра VISAR (velocity interferometer system for any reflector) зафиксировано расщепление ударной волны на границе образца толщиной 2.98 мм с водяным окном при давлении 20 ГПа. Амплитуда упругой волны составила 100 м/с, что в единицах давления соответствует
величине 1.8 ГПа. Сообщения о регистрации откола и определении откольной прочности в образцах NiAl представлены в нескольких работах. В [15] с использованием лазерного интерферометра VISAR была экспериментально определена откольная прочность тонких пластин монокристаллического NiAl, вырезанных параллельно плоскостям (100), которая составила 0.5 ± 0.1 ГПа. При этом исходные профили скорости поверхности образца в статье не приводятся. Также не приводятся данные о скорости деформирования в этом эксперименте, которая может влиять на отколь-ную прочность. В [17, 21] авторами сделано предположение, что некоторые особенности экспериментально зарегистрированных профилей ударных волн в образцах NiAl могут быть связаны с отколом. Однако проведенные нами оценки скорее свидетельствуют в пользу отсутствия откола. Так, в [21] толщина откольной пластины, вычисленная по времени циркуляции волны в ней, оказывается примерно равной толщине самого образца, что скорее указывает на простое переотражение волн на границах неразрушенного образца. Аналогично, в [17] особенности профиля скорости свободной поверхности образца не свидетельствуют однозначно об отколе. В частности, вычисленная в разгрузочной части импульса скорость деформирования оказывается весьма высокой — ~2 х 106 1/с. Следовательно, откольная прочность в этом эксперименте должна быть близка к «идеальной», т.е. к максимально возможной величине, которая может быть вычислена как напряжение в минимуме ударной адиабаты вещества [28], экстраполированной в область растяжения. «Идеальная» откольная прочность NiAl, оцененная таким образом, составляет около 20 ГПа, что на порядок превосходит рассчитанную для данного эксперимента (2 ГПа). Поэтому наблюдаемый при разгрузке излом в данном случае может быть связан не с отколом, а с тем, что образец разгружается до некоторого конечного давления из-за продолжающегося поджатия тыльной стороны образца разгоняющим облаком плазмы, образовавшимся при воздействии на образец мощным лазерным импульсом. Таким образом, достоверные данные о величине откольной прочности NiAl на данный момент отсутствуют.
В данной работе представлены результаты исследований предела текучести и откольной прочности поликристаллических образцов NiAl.
Рис. 1. Дифрактограмма алюминида никеля
2. Приготовление образцов №А1
Образцы NiAl изготавливались методом искрового плазменного спекания из порошка NiAl, синтезированного из смеси порошков никеля и алюминия. В качестве исходных реагентов использовались порошки никеля ПНЭ-1 с размером частиц 50 мкм и алюминия ПА-3 с размером частиц 100 мкм. Порошки металлов смешивались, прессовались в таблетки и подвергались нагреву в вакуумной (~5 • 10-4 мм рт. ст.) печи до начала бурной реакции. По окончании реакции температуру печи повышали до 1200 °С и выдерживали при этой температуре 1 ч. Затем печь выключалась и охлаждалась до комнатной температуры.
Застывший расплав извлекали из тигля, дробили в стальной ступке и измельчали в планетарной шаровой мельнице с корундовыми шарами. Измельченный продукт делился на две фракции (мелкую и крупную) за счет разной скорости оседания в спирте. Время оседания крупной фракции не более 10 мин. В ходе приготовления образцы изучались рентгенодифракционными методами, аналогичными методам, примененным нами в работе [3].
По результатам рентгенофазового анализа мелкая фракция содержала заметное количество корунда. На рентгенограмме крупной фракции присутствовали только пики алюминида никеля экви-атомного состава. Далее из порошка крупной фракции проводилось прессование плотных заготовок методом электроискрового спекания при давлении 0.5 т/см2, температуре 1200 °С и времени выдержки 10 мин. Заготовки разрезались на электроискровом станке на пластины необходимой толщины. Поверхность пластин шлифовалась и полировалась. Для микроскопических и дифракционных исследований поверхность шлифа дополнительно была подвергнута травлению в смеси разбавленных азотной и плавиковой кислот.
Рис. 2. Снимок микрошлифа образца №А1
На рентгенограмме, снятой с поверхности пластины (рис. 1), присутствовали только пики сте-хиометрического алюминида никеля. Параметр решетки а = 0.28862(6) нм, рентгеновская плотность 5.919(4) г/см3. Экспериментальная плотность, определенная методом гидростатического взвешивания (в этиловом спирте), р = 5.854(5) г/см3 примерно на 1 % меньше рентгеновской, что согласуется с наличием каверн (черные точки) на снимке микрошлифа образца №А1 (рис. 2). В правом верхнем углу рис. 2 наложен снимок центральной части, обведенной кругом, отснятый с большим увеличением. Хорошо видна зеренная структура образца. Углубления в центре — следы от алмазной пирамидки Виккерса. Размеры отпечатков на различных зернах близки и соответствуют твердости 4.8 ± 0.5 ГПа. Значение твердости определено по пяти отпечаткам.
3. Методика эксперимента
Ударные волны в образцах создавались с использованием взрывных метательных устройств (рис. 3). Плоская ударная волна, сформированная взрывным генератором 1, распространялась по толстой стальной пластине 2, к противоположной стороне которой был прислонен тонкий алюминиевый ударник 3. Из-за различия динамических импедансов алюминия и стали, после прихода волны разрежения на их границу, ударник отска-
Рис. 3. Схема эксперимента: плосковолновой генератор ударной волны (1), стальная пластина (2), А1 ударник (3), держатель образца (4), образец (5)
Рис. 4. Экспериментальные профили скорости свободной поверхности образцов №А1: высокая (а) и низкая скорость (б) деформирования в разгрузке
кивал от пластины и продолжал свое движение с определенной скоростью до момента столкновения с образцом 5 [29]. С использованием данной схемы метания разгоняли алюминиевые ударники толщиной 0.2, 0.4 и 2.0 мм до 650 м/с. Для получения скоростей ударников в диапазоне 170— 320 м/с применяли аналогичные метательные устройства, в которых вместо плосковолнового генератора использовался заряд насыпного взрывчатого вещества большого диаметра. Измерения скоростей ударников проводились в отдельных опытах с использованием интерферометра VISAR [29]. Погрешность определения скорости составляла ±10 м/с.
Толщины образца и ударника подбирались таким образом, чтобы к моменту выхода ударной волны на свободную поверхность образца форма импульса была близка к треугольной. Скорость движения свободной поверхности образца измеряли с использованием лазерного интерферометра VISAR. Зондирующий лазерный луч отражался непосредственно от шлифованной поверхности образца. Использование ударников разной тол-
щины позволяло варьировать скорость деформирования в разгрузке.
Сохранение образцов после взрывных экспериментов не проводилось, поскольку это является достаточно сложной задачей, особенно для хрупких образцов №А1, и возможно только в отдельных экспериментах при отсутствии регистрации скорости свободной поверхности. Поэтому структурный анализ образцов после ударно-волнового воздействия в данной работе не предполагался.
4. Результаты экспериментов
На рис. 4 представлены зарегистрированные профили скорости свободной поверхности образцов. Параметры экспериментов представлены в табл. 1. Профили соответствующие высокой скорости деформирования при разгрузке (толщина ударника 0.2 и 0.4 мм), приведены на рис. 4, а, низкой (толщина ударника 2.0 мм) — на рис. 4, б. Для каждого профиля регистрируются упругий предвестник (кроме профиля 387) и следующая за ним пластическая волна. За пластической волной
Таблица 1. Параметры устройств нагружения и размеры образцов
Условия нагружения № опыта Скорость ударника, м/с Толщина ударника, мм Толщина образца, мм
344 650 2.0 5.110
Р > 2Рибь 353 650 0.2 1.042
(откол в области упругопластичности) 366 650 0.4 2.007
382 320 2.0 5.004
РИБЬ < Р < 2РИБЬ (откол в области упругости) 362 200 0.4 2.064
384 200 2.0 5.510
386 200 0.2 1.526
Р < РИБЬ (откол в области упругости) 387 170 0.2 1.560
после достижения максимума следует спад скорости, обусловленный приходом волны разгрузки с тыльной поверхности ударника. После выхода ударной волны на свободную поверхность она отражается внутрь образца волной разгрузки и распространяется по нему, взаимодействуя с падающей волной разгрузки. Взаимодействие обеих волн приводит к возникновению растягивающих напряжений и, наконец, к внутреннему разрушению — отколу [29]. В результате релаксации напряжений в откольной плоскости возникает волна сжатия, выход которой на свободную поверхность приводит к увеличению скорости (отколь-ный импульс) с формированием характерного минимума в разгрузочной части импульса. Далее наблюдаются затухающие колебания, связанные с циркуляцией волн в откольной пластине.
5. Обсуждение
На профилях скорости (рис. 4) ширина фронта пластической волны заметно превышает таковую для упругой волны, что, по-видимому, обусловлено вязкопластическим характером течения [30]. При высоких давлениях, когда амплитуда на профиле превышает удвоенную амплитуду упругого предвестника, фронт упругой волны представляет собой практически сформировавшийся ударный скачок. Однако при снижении давления наблюдается его размытие, достигающее при минимальной амплитуде приблизительно 0.1 мкс (опыт 387). Уширение фронта упругой волны свидетельствует о том, что исследуемая упругопласти-ческая среда не проявляет идеально упругих свойств. Данное предположение также согласуется с характером затухания колебаний скорости в откольной пластине (рис. 4). Поведение такой среды при импульсном воздействии может быть описано в рамках модели Максвелла [29].
По мере распространения упругого предвестника по образцу происходит уменьшение его амплитуды (рис. 4). Этот процесс выражен достаточно сильно: увеличение толщины образца от 1 до 5.5 мм приводит к снижению амплитуды более чем в 1.5 раза (рис. 4 и 5). Затухание предвестника является следствием релаксации напряжений в процессе пластического деформирования за его фронтом, что детально исследовано для многих металлов [31].
Хотя экспериментальные точки на рис. 5 составляют единую зависимость, наблюдается боль-
120
5100-
80
^ 60
¿353 о 1
г. • 2
АЗ
□ 4
366®' . I 325 [14]
362 а ■Т-.
\ 1 ■■•-. 344
386 " О
382 з84
0 1 2 3 4 5 Толщина образца, мм
Рис. 5. Зависимость амплитуды упругого предвестника от толщины образца
шой их разброс. Это связано с влиянием полной амплитуды ударной волны на амплитуду упругого предвестника. Данные экспериментальные точки могут быть условно разделены на соответствующие высокой (опыт 325 [14], 344, 366, 353, незакрашенные точки) и низкой (опыт 362, 382, 384, 386, закрашенные точки) амплитуде ударной волны. Эксперименты 325 [14] и 386 представляют особый случай, поэтому рассмотрим сначала наборы точек 1 (опыт 344, 366, 353) и 2 (опыт 362, 382, 384) на рис. 5, соответствующие высокой и низкой амплитуде ударной волны соответственно. Из рис. 5 видно, что в экспериментах с высокой амплитудой ударной волны (1) затухание также начинается с больших амплитуд упругого предвестника и, таким образом, требуется больше времени для достижения стационарного режима его распространения. Однако практически одинаковый наклон зависимостей 1 и 2 указывает на то, что время релаксации не изменяется с давлением. В качестве иллюстрации на рис. 5 приведена аппроксимация экспериментальных точек экспоненциальной зависимостью. Характерное расстояние, на котором амплитуда предвестника уменьшается в е раз, составляет 1.7 мм. Ему соответствует время релаксации т = 0.27 мкс.
Рассмотрим особые случаи — эксперименты 325 [14] и 386. Точка, соответствующая эксперименту 386 (рис. 5), выпадает из общей зависимости 2. В этом эксперименте малая амплитуда упругого предвестника достигается уже при толщине образца 1.5 мм. Однако это связано не с быстрой релаксацией упругих напряжений, а с близостью амплитуды нагружения к амплитуде предвестника. Точка, соответствующая эксперименту 325 [14], наоборот, хорошо ложится на зависимость 1, хотя амплитуда ударной волны в этом эксперименте заметно выше. Если бы разгрузка в
эксперименте 325 происходила не на воду, а в воздух, то скорость свободной поверхности образца составила бы 1215 м/с (в 3-4 раза больше, чем в других экспериментах на зависимости 1). Соответственно должна была вырасти и амплитуда упругого предвестника, однако она не увеличилась и в пределах погрешности вписалась в зависимость 1. Это связано с тем, что время релаксации упругих напряжений уменьшается с ростом давления из-за разогрева образцов в ударной волне. Согласно зависимости Т(Р) из [14], разогрев образца в эксперименте 325 (около 200 К) заметно превышает таковой в других экспериментах на зависимости 1 (около 50 К). Таким образом, время релаксации упругих напряжений в №А1 остается постоянным до давления ~10 ГПа и затем начинает уменьшаться вследствие роста температуры при сжатии ударной волной.
В образце наибольшей толщины (5.51 мм, рис. 4, б, опыт 384) амплитуда предвестника равна 68 м/с. Соответствующая амплитуда в единицах давления РНЕЬ = 1.3 ГПа. При известных РНЕЬ и коэффициенте Пуассона V №А1 можно вычислить предел текучести оу образцов по формуле
'у = — Рнеь, (1)
1 -V
где Ршь — амплитуда упругого предвестника (ГПа); V — коэффициент Пуассона.
Принимая V = 0.3 [32], получим величину предела текучести оу = 0.74 ГПа. Сопоставимые величины предела текучести имеют сталь 1018 (АК1 1018) (0.82 ГПа) и титановый сплав ВТ6 (0.92 ГПа) [29]. В сравнении с алюминием (например А1 2024, оу = 0.28 ГПа [29]), предел текучести №А1 оказывается в несколько раз выше. Предел текучести никеля, для сравнения с №А1, по-видимому, не может быть однозначно определен ввиду того, что на профилях ударных волн в никеле упругий предвестник размывается и его амплитуда не определяется однозначно [33, 34].
Откольная прочность образцов вычислялась по перепаду скорости Д^ между амплитудным значением на профиле и значением в минимуме перед откольным импульсом ^wm¿n. В зависимости от амплитуды ударного сжатия для расчета используются различные формулы. При высоком давлении (Р > 2РНЕЬ, опыт 344, 355 и 353) вещество деформируется упругопластически и откол также происходит в упругопластической области. При низком давлении вещество деформируется упруго (Р < РНЕЬ, опыт 387), или упругопластически (РНЕЬ< Р< 2РНЕЬ опыт 362, 384), а
откол происходит в области упругости, поскольку амплитуда ударной волны не превышает двух амплитуд упругого предвестника. Для каждого из этих случаев используется своя формула расчета откольной прочности о при условии, что импульс нагрузки в образце имеет треугольную форму: для откола в области упругопластичности [35]
С = Р0
С0СЬ
С0+ст
■Дж
для откола в области упругости а =1 Р0Сь Д^
(2)
(3)
где р0 — плотность образца при атмосферном давлении; С0 и Сь — объемная и продольная скорости звука соответственно; Д^ = - ^тт — перепад скорости на профиле между амплитудным значением и значением перед откольным импульсом. Продольную скорость звука Сь определяли на ультразвуковой установке по времени прохождения ультразвука по образцу, а объемную С0 — экстраполяцией ударной адиабаты №А1 из работы [14] в координатах О—и (скорость ударной волны - массовая скорость) к нулевому значению массовой скорости. Значения указанных скоростей составили 6.4 и 4.8 км/с соответственно.
Если импульс нагрузки в образце имеет прямоугольную форму, как в опыте 344 на рис. 4, б, то при расчете откольной прочности по формулам (2) и (3) необходимо к полученным значениям прибавить величину До [36]:
ДП=IГ
21 &
51 с- - сп ^ т
(4)
'с- 0 ^ь. где 5 — толщина откольной пластины; (ёо/ё0с- — удвоенный градиент напряжения в разгрузочной части импульса. Значение 5 вычислялось по времени циркуляции ударной волны в откольной пластине из профиля скорости свободной поверхности образца. Более подробно вопрос о влиянии длительности и амплитуды импульса ударной нагрузки на откол обсуждается в [37].
Скорость деформирования в волне разгрузки перед откольным импульсом вычислялась по формуле [29]
V- = , (5)
V 2С у 0 ¿<-0
где V и V0 — текущий и начальный удельный объем вещества; и — измеренная скорость спада скорости свободной поверхности образца в разгрузочной части импульса ударного сжатия перед откольным импульсом.
Скорость деформирования, 104 с 1
Рис. 6. Зависимость откольной прочности образцов
№Л1 от скорости деформирования
На рис. 6 представлены экспериментальные данные зависимости откольной прочности образцов №Л1 от скорости деформирования при упругом (Р < Рнеь Рнеь < Р < 2Рнеь) и упругопластичес-ком (Р > 2РНЕЬ) деформировании в области откола и их линейная аппроксимация. Данная функциональная зависимость обычно представляется в виде степенного закона [29], однако в наших экспериментах диапазон изменения скорости деформирования ((2^20) • 104 с-1) составляет один порядок и не достаточен для определения более точного вида зависимости. Аппроксимация выполнена по всем точкам, кроме точки, соответствующей эксперименту 387, о котором будет сказано отдельно. Погрешность определения величины перепада скорости в волне разгрузки перед откольным импульсом, также как и амплитуды упругого предвестника, из профилей массовой скорости не превышает ±2 м/с. Ошибка определения откольной прочности составляет менее 2 %.
При скоростях деформирования (2^20) • 104 с-1 откольная прочность №Л1 относительно невысока и изменяется в диапазоне 0.7-1.1 ГПа (рис. 6). Близкими значениями откольной прочности обладают, например, сплавы магния [29]. Откольная прочность исходных реагентов: алюминия 3.0 ГПа (скорость деформирования ~5 • 106 с-1) и никеля 6.3 ГПа (скорость деформирования ~106 с-1) [29] даже при экстраполяции в область меньших скоростей деформирования оказывается заметно выше.
Из рис. 6 видно, что при ударном сжатии выше предела текучести (Р > РНЕь) откольная прочность коррелирует именно со скоростью деформирования и не зависит от того, в какой области — упругой или упругопластической — происходит разрушение образца. Причем более высокой скорости деформирования соответствует более высокая откольная прочность, что вполне естественно для
процесса откольного разрушения [29]. В то же время для металлов часто более высокие значения откольной прочности наблюдаются при упругом деформировании в области откола. А для такого керамического материала, как кубический нитрид бора, откольная прочность, наоборот, имеет заметно более высокие значения при упру-гопластическом деформировании [38]. Следует также отметить отсутствие влияния амплитуды ударной волны в образце на откольную прочность при нагружении выше предела текучести, что отмечается для многих металлов [29].
В опыте 387 (рис. 6) амплитуда ударной волны не превышает предела текучести (Р < РНЕь), следовательно, происходит только упругое деформирование материала. При этом откольная прочность возрастает, что позволяет предположить, что при нагружении выше предела текучести пластическая деформация в образцах №Л1 приводит к зарождению областей с пониженным сопротивлением откольному разрушению.
Представляет интерес сопоставить полученные в настоящей работе данные с данными работы [17]. Как уже отмечалось, в работе [17] излом при разгрузке на зарегистрированном профиле скорости свободной поверхности образца №Л1 может свидетельствовать об отколе в образце. Скорость деформирования перед изломом составляет 2 • 106 с-1, а откольная прочность, в предположении, что откол имеет место, составляет 2 ГПа. Экстраполяция данных на рис. 6 вдоль прямой в область высоких скоростей деформирования дает при скорости деформирования 2- 106 с-1 отколь-ную прочность 5.2 ГПа. Учитывая, что реальный характер изменения откольной прочности отличается от линейного и характеризуется степенным законом со степенью меньше единицы [29], наши данные не исключают возможность реализации откола в работе [17].
В заключение отметим, что поликристаллическая структура образца в наших экспериментах не приводила к заметной погрешности регистрации профилей скорости свободной поверхности, поскольку минимальная толщина образца была не менее 1 мм, т.е. более чем на порядок превышала средний размер зерна (100 мкм). Подобное соотношение между этими величинами полностью удовлетворяет критерию, предложенному в работе [39], выполнение которого обеспечивает минимальное стандартное отклонение регистрируемого профиля скорости от среднего значения.
6. Выводы
Исследования поликристаллического алюми-нида никеля в условиях ударного сжатия показали, что при упругопластическом деформировании течение имеет вязкопластический характер, причем заметно выражены релаксационные свойства за фронтом упругого предвестника, проявляющиеся в уменьшении его амплитуды по мере распространения по образцу. Показано, что время релаксации упругих напряжений в NiAl остается постоянным до давлений ~10 ГПа и затем начинает уменьшаться вследствие роста температуры при сжатии ударной волной. Также релаксационные свойства отчетливо проявляются в области давлений ниже предела текучести, что приводит к увеличению ширины фронта ударной волны. Выше предела текучести откольная прочность NiAl коррелирует именно со скоростью деформирования и не зависит от режима деформирования в области откола — упругого или упругопластичес-кого. При нагружении ниже предела текучести откольная прочность оказывается несколько выше, что может указывать на то, что пластическая деформация способствует образованию областей с пониженным сопротивлением откольному разрушению. Показано, что величина предела текучести NiAl сопоставима с таковой для стали, а от-кольная прочность — с таковой для магниевых сплавов.
Исследование поддержано Министерством науки и высшего образования РФ (соглашение с Объединенным институтом высоких температур РАН № 075-15-2020-785).
Литература
1. Ковтунов А.И., Мямин С.В. Интерметаллидные сплавы. - Тольятти: ТГУ, 2018.
2. Millett J.C.F., Meziere Y.J.E., Gray III G.T., Cerre-ta E.K., Bourne N.K. The response of the intermetallic compound Ni3Al to one-dimensional shock loading // J. Appl. Phys. - 2006. - V. 100. - No. 6. - P. 063506. -https://doi.org/10.1063/1.2347806
3. Жуков А.Н., Якушев В.В., Ананьев С.Ю., Добры-гин В.В., Долгобородов А.Ю. Исследование алюмини-да никеля, образовавшегося при ударно-волновом нагружении смесей алюминия с никелем в плоских ампулах сохранения // ФГВ. - 2018. - Т. 54. - № 1. -С. 72-80. - https://doi.org/10.15372/FGV20180110
4. Якушев В.В., Ананьев С.Ю., Уткин А.В., Жуков А.Н., Долгобородов А.Ю. Ударная сжимаемость смесей микро- и наноразмерных порошков никеля и алюминия // ФГВ. - 2018. - Т. 54. - № 5. - С. 45-50. -https://doi.org/10.15372/FGV20180506
5. Якушев В.В., Ананьев С.Ю., Уткин А.В., Жуков А.Н., Долгобородов А.Ю. Скорость звука в ударно-сжатых образцах из смеси микро- и нанодисперсных порошков никеля и алюминия // ФГВ. - 2019. - Т. 55. -№ 6. - С. 108-114. - https://doi.org/10.15372/FGV2019 0615
6. Millett J., Gray III G.T., Bourne N.J. The shock Hugo-niot of the intermetallic alloy Ti-46.5Al-2Nb-2Cr // J. Appl. Phys. - 2000. - V. 88. - No. 6. - P. 3290-3294. -https://doi.org/10.1063/U288500
7. Millett J.C.F., Bourne N.K., Jones I.P. Shock induced mechanical response of a y-TiAl alloy // J. Appl. Phys. -2001. - V. 89. - No. 5. - P. 2566-2570. - https://doi.org/ 10.1063/1.1344583
8. Millett J.C.F., Jones I.P., Bourne N.K., Gray III G.T. The effect of microstructure on the shock behaviour of y-tita-nium aluminides // AIP Conf. Proc. - 2002. - V. 620. -No. 1. - P. 634-637. - https://doi.org/10.1063/L1483619
9. ShazlyM., Prakash V. Shock response of a gamma titanium aluminide // J. Appl. Phys. - 2008. - V. 104. -No. 8. - P. 083513. - https://doi.org/10.1063/L3000465
10. Bourne N.K., Millett J.C.F., Gray G.T.J. On the shock compression of polycrystalline metals // J. Mater. Sci. -
2009. - V. 44. - No. 13. - P. 3319-3343. - https://doi. org/10.1007/s10853-009-3394-y
11. Millett J.C.F., Bourne N.K., Gray III G.T., Jones I.P. The response of TiAl based alloys to one-dimensional shock loading // Acta Mater. - 2002. - V. 50. - No. 19. -P. 4801-4811. - https://doi.org/10.1016/S1359-6454(02) 00345-2
12. Zan X., He Y., Wang Y., Lu Z., Xia Y. Tensile impact behavior and deformation mechanism of duplex TiAl in-termetallics at elevated temperatures // J. Mater. Sci. -
2010. - V. 45. - No. 23. - P. 6446-6454. - https://doi. org/10.1007/s10853-010-4730-y
13. Millett J.C.F., Bourne N.K., Gray G.T. The behavior of Ni, Ni-60Co, and Ni3Al during one-dimensional shock loading // Metall. Mater. Trans. A. - 2008. - V. 39. -No. 2. - P. 322-334. - https://doi.org/10.1007/s11661-007-9427-8
14. Yakushev V.V., Utkin A.V., Zhukov A.N., Ananev S.Y., Dolgoborodov A.Y., Moskovskikh D.O. Shock compressibility of polycrystalline nickel aluminide // High Pressure Res. - 2019. - V. 39. - No. 3. - P. 471-479. - https:// doi.org/10.1080/08957959.2019.1612389
15. McClellan K.J., Swift D.C., Paisley D.L., Koskelo A.C. Dynamic properties of nickel-aluminum alloy // AIP Conf. Proc. - 2004. - V. 706. - No. 1. - P. 593-596. -https://doi.org/10.1063/L1780309
16. Greenfield S.R., Swift D.C., Koskelo A.C. Transient inter-ferometric studies of shocked bicrystals // AIP Conf. Proc. - 2004. - V. 706. - No. 1. - P. 1269-1272. -https://doi.org/10.1063/L1780469
17. Swift D.C., Gammel J.T., Clegg S.M. Treatment of compounds and alloys in radiation hydrodynamics simulations of ablative laser loading // Phys. Rev. E. - 2004. -V. 69. - No. 5. - P. 056401. - https://doi.org/10.1103/ PhysRevE.69.056401
18. Peralta P., Loomis E., Lim C.H., Swift D., McClellan K. Deformation and fracture in laser-shocked NiAl single
crystals and bicrystals // Metall. Mater. Trans. A. -2005. - V. 36. - No. 6. - P. 1459-1469. - https://doi.org/ 10.1007/s11661-005-0238-5
19. Loomis E., Peralta P., Swift D., Lim C.H., Dickerson R., Dickerson P. Cross-sectional TEM studies of plastic wave attenuation in shock loaded NiAl // Mat. Sci. Eng.
A. Struct. - 2006. - V. 437. - No. 2. - P. 212-221. -https://doi.org/10.1016/j.msea.2006.07.116
20. Loomis E., Peralta P., Swift D.C. Modeling of elastic waves in dynamically loaded NiAl bicrystals // J. Eng. Mater. T. ASME. - 2007. - V. 129. - No. 4. - P. 513522. - https://doi.org/10.1115/1.2772328
21. Swift D.C., Paisley D.L., McClellan K.J., Ackland G.J. Equation of state of solid nickel aluminide // Phys. Rev.
B. - 2007. - V. 76. - No. 13. - P. 134111. - https://doi. org/10.1103/PhysRevB.76.134111
22. Fu H., Li D., Peng F., Gao T., Cheng X. Ab initio calculations of elastic constants and thermodynamic properties of NiAl under high pressures // Comp. Mater. Sci. -2008. - V. 44. - No. 2. - P. 774-778. - https://doi.org/ 10.1016/j.commatsci.2008.05.026
23. Millett J.C.F., Bourne N.K., Gray III G.T. Behavior of the shape memory alloy NiTi during one-dimensional shock loading // J. Appl. Phys. - 2002. - V. 92. - No. 6. -P. 3107-3110. - https://doi.org/10.1063/U498877
24. Millett J.C.F., Bourne N.K., Gray III G.T., Stevens G.S. On the shock response of the shape memory alloy NiTi // AIP Conf. Proc. - 2002. - V. 620. - No. 1. - P. 579582. - https://doi.org/10.1063/U483605
25. Millett J.C.F., Bourne N.K. The shock-induced mechanical response of the shape memory alloy NiTi // Mater. Sci. Eng. A. Struct. - 2004. - V. 378. - No. 1-2. -P. 138-142. - https://doi.org/10.1016/j.msea.2003.10.334
26. Meziere Y.J.E., Millett J.C.F., Bourne N.K. Equation of state and mechanical response of NiTi during one-dimensional shock loading // J. Appl. Phys. - 2006. - V. 100. -No. 3. - P. 033513. - https://doi.org/10.1063Z1.2219083
27. Frage N., Kalabukhov S., Wagner A., Zaretsky E.B. High temperature dynamic response of SPS-processed Ni3Al // Intermetallics. - 2018. - V. 102. - P. 26-33. - https://doi. org/10.1016/j.intermet.2018.08.010
28. Канель Г.И., Фортов В.Е., Разоренов С.В. Ударные волны в физике конденсированного состояния // УФН. - 2007. - Т. 177. - № 8. - С. 809-830.
29. Канель Г.И., Разоренов С.В., Уткин А.В., Фортов В.Е. Ударно-волновые явления в конденсированных средах. - М.: Янус-К, 1996.
30. Glushak B.L., Tyupanova O.A., Batkov Y.V. Dynamic Strength of Materials // Material Properties under Intensive Dynamic Loading / Ed. by M.V. Zhernokletov, B.L. Glushak. - Berlin: Springer, 2006. - P. 221-328. -https://doi.org/10.1007/978-3-540-36845-8_6
31. Kanel G.I. Shock Waves in Solid State Physics. - Boca Raton, FL: CRC Press, 2019.
32. Kumar A., Jayakumar T., Raj B., Ray K.K. Correlation between ultrasonic shear wave velocity and Poisson's ratio for isotropic solid materials // Acta. Mater. - 2003. -V. 51. - No. 8. - P. 2417-2426. - https://doi.org/10. 1016/S1359-6454(03)00054-5
33. Канель Г.И., Разоренов С.В., Уткин А.В., Фортов В.Е. Экспериментальные профили ударных волн в конденсированных веществах. - М.: Физматлит, 2008.
34. Канель Г.И. Сопротивление металлов откольному разрушению // ФГВ. - 1982. - Т. 3. - P. 77-84.
35. Степанов Г.В. Откольное разрушение металлов плоскими упругопластическими волнами нагрузки // Проблемы прочности. - 1976. - Т. 8. - C. 66-70.
36. Романченко В.И., Степанов Г.В. Зависимость критических напряжений от временных параметров нагрузки при отколе в меди, алюминии, стали // ПМТФ. -1980. - № 4. - С. 141-147.
37. Михайлова Н.В., Петров Ю.В. Влияние временных параметров импульса воздействия на динамическую прочность в условиях откола // Физ. мезомех. -2020. - Т. 23. - № 3. - С. 15-21. - https://doi.org/10. 24411/1683-805X-2020-13002
38. Уткин А.В., Якушев В.В., Ананьин А.В., Таций В.Ф., Жуков А.Н., Дремин А.Н., Бочко А.В., Кузин Н.Н. Ударная сжимаемость и откольная прочность кубической модификации поликристаллического нитрида бора // ТВТ. - 2009. - Т. 47. - № 5. - С. 659-666.
39. Zuanetti B., Luscher D.J., Ramos K., Bolme C. Unraveling the implications of finite specimen size on the interpretation of dynamic experiments for polycrystalline aluminum through direct numerical simulations // Int. J. Plasticity. - 2021. - V. 145. - P. 103080. - https://doi. org/10.1016/j.ijplas.2021.103080
Поступила в редакцию 27.08.2021 г., после доработки 29.10.2021 г., принята к публикации 08.11.2021 г.
Сведения об авторах
Якушев Владислав Владиславович, к.ф.-м.н., снс ИПХФ РАН, yakushev@ficp.ac.ru Уткин Александр Васильевич, к.ф.-м.н., снс, зав. лаб. ИПХФ РАН, utkln@lcp.ac.ru Жуков Андрей Николаевич, к.х.н., снс ИПХФ РАН, azhukov@lcp.ac.ru Гаркушин Геннадий Валерьевич, к.ф.-м.н., снс ИПХФ РАН, garkushin@flcp.ac.ru
Московских Дмитрий Олегович, к.т.н., дир. НИЦ «Конструкционные керамические наноматериалы», НИТУ «МИСИС», mos@mlsls.ru
