CC BY
29
Формирование микрокристаллических структур при высокоскоростных больших пластических деформациях
М.П. Бондарь, Е.С. Ободовский, С.В. Панин1
Институт гидродинамики им. М.А. Лаврентьева СО РАН, Новосибирск, 630090, Россия 1 Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634021, Россия
Проведен анализ процессов структурообразования при больших высокоскоростных деформациях. Найдены значения деформаций, исходные характеристики материала, определяемые как его природой, так и степенью дефектности, при которых активно развивается фрагментация структуры.
Formation of microcrystalline structures at high-rate high plastic strain
M.P. Bondar, E.S. Obodovskii, and S.V. Panin
Structure formation at high-rate high strains is analyzed. Governed by their nature or defect number strains and initial material characteristics, at which structure fragmentation occurs, are found.
Свойства материала в условиях нагружения определяются процессами структурообразования, движущей силой которых является стремление системы к уменьшению внутренней энергии. Эти процессы определяют форму кривых «ст-е», выявляющих, в частности, стадийность деформации [1], этапы которой связаны с эволюцией формирования микроструктур.
В наших работах процессы структурообразования при больших высокоскоростных деформациях исследовались на основе ипользования метода взрывного коллапса полого толстостенного цилиндра [2]. К достоинствам этого метода относится возможность получения регулируемых больших деформаций, которые легко сопоставляются с соответствующими изменениями микроструктуры.
Исследование закономерностей формирования структуры проведено на материалах с разной кристаллической решеткой: Си — ГЦК, Та — ОЦК, Т — ГПУ. Исходная структура материалов характеризовалась разными величинами размера зерен d (Си: d = 200 и 30 мкм; Та: d = 60 и 40 мкм; Тк d = 140 и 25 мкм) и плотности дефектов. Создание высокой плотности дефектов осуществлялось плоско-волновым ударным нагружением.
Общим для всех сколлапсированных материалов явилось то, что схлопывание цилиндрической полости сопровождается локализацией деформации, вырождающейся в систему трещин вблизи центральной части об-
разца [2-4]. Величины значений деформации, предшествующие началу локализованного пластического течения ег для исследованных материалов, приведенные в табл. 1, определены характером структурообра-зования и сопутствующим этому изменением механизма деформации при развитии процесса.
Появление полос локализации при меньших значениях ег в крупнозернистых образцах Си и Та связано с развитием трансляционной неустойчивости на микроуровне [2, 3]. Исследование микроструктуры мелкозер-
Таблица 1
Материал d, мкм Состояние Е г
Cu 200 Неупроч. Упрочн. 0.26-0.30 0.6-0.7
30 Неупроч. Упрочн. > 2
Ta 60 Неупроч. Упрочн. 0.2 0.1
45 Неупроч. Упрочн. > 1.5
Ti 140 Неупроч. Упрочн. 0.59 0.3
25 Неупроч. Упрочн. 0.22-0.26 < 0.17
© Бондарь М.П., Ободовский Е.С., Панин С.В., 2004
Рис. 1. Микроструктура полосы локализации пластической деформации в сколлапсированном мелкозернистом образце меди
нистых сколлапсированных образцов показало однородность деформации в зернах. Фрагментация микроструктуры в мелкозернистых образцах ^ < 50 мкм) наблюдалась при 8 > 0.4 [2]. Это особенно интенсивно происходит перед развитием полос локализации (8 = 2). На рис. 1 представлен общий вид развития полосы локализации. На рис. 2 представлена микроструктура трех зерен, полученная с травленных шлифов в сканирующем электронном микроскопе LEO-420 во вторичном излучении, соответствующая значению 8 < 2. Каждое из зерен разбито на блоки размером = 1 мкм.
Высокая однородность блочной структуры в объеме каждого зерна с небольшим разбросом их размера и направлений и скомпенсированный переход в соседние зерна определяют устойчивость пластического течения, а также указывают на то, что подавляющая роль в деформировании принадлежит ротационной составляющей. Ротационная составляющая деформации при 8 =2 теряет устойчивость и определяет образование полос локализации пластической деформации.
В упрочненных образцах Си с размером зерен 30 мкм и Та с размером зерен 45 мкм признаков неустойчивости пластического течения вплоть до разрушения не наблюдалось [2, 3]. После предварительного плоского ударно-волнового нагружения, сопровождаемого увеличением плотности дефектов, фрагментация структуры в Си и Та усиливается. Дефектная структура, определила условия для формирования внутризеренной блочной структуры в процессе последующей пластичес-
Рис. 2. Микроструктура трех зерен в мелкозернистом медном образце после коллапса, соответствующая величине е ~ 2
кой деформации. Формирование блочной микроструктуры в этих материалах было подтверждено результатами исследований изменения уровня остаточных микродеформаций кристаллической решетки Аа/а (а — параметр решетки) и дисперсности внутризеренной структуры (D — размер блоков) после всех видов нагружения при анализе уширения рентгеновских дифракционных линий, приведенных в таблице 2 [5].
Закономерности формирования структуры в титане, имеющем ГПУ-решетку, существенно отличаются от установленных для ГЦК Си и ОЦК Та. В крупнозернистом титане потеря устойчивости пластического течения наблюдалась при значениях е г = 0.59, тогда как в мелкозернистом при е г = 0.22 (табл. 1) [4]. Развитие микроструктуры с ростом деформации в титане выражено в увеличении плотности двойников. Фрагментация, осуществляемая в основном двойникованием, не увеличивает однородность деформации до ее больших значений. В сколлапсированных предварительно упрочненных образцах проявление неустойчивости пластического течения наблюдается при меньших деформациях (табл. 1).
На основе проведенных исследований установлено, что структурообразование при больших высокоскоростных деформациях определяется как природой материала, в частности, типом кристаллической решетки, так и степенью его дефектности.
Развитие особенностей формирования микроструктуры с ростом деформации отражается и на изменени микротвердости Н у (см. рис. 3).
Таблица 2
Обработка образцов (Да/ а) -103 D, мкм (Да/а) -103 D, мкм
медь тантал
Ударно-волновое нагружение 1.42 0.94 -
Коллапс ненагру- 0.7 0.2 0.11
женных образцов 0.3-0.6 0.22 0.11-0.15
Ударно-волновое 0.95 0.11 0.94 0.11
нагружение и коллапс 0.35-0.6 0.15-0.18 0.75 0.15
120
90
60
і_і :
ИУупр : мелкозернистая медь^,^-^
упр+іГ . к \
1 1
Г1у0
12
К, мм
0.19
0.52
Рис. 3. Изменение микротвердости Щ с ростом 8 после коллапса мелкозернистых образцов меди (а) и титана (б) с разными исходными значениями Щ (И^ — состояние поставки, Я^пр — после плоского ударно-волнового нагружения)
Степень упрочнения (рост Ну (е)) и значение параметров появления неустойчивости пластического течения ег при высокоскоростном деформировании определяются характером происходящих при этом диссипативных процессов. Состояние, как исходного мелкозернистого материала, так и после его упрочнения характеризуется большой плотностью хаотически распределенных дефектов. Природа релаксационных процессов в меди и тантале обусловлена их кристаллическим строением, определяющим степень подвижности дефектов. При последующей высокоскоростной пластической деформации в них происходит перераспределение дефектов — создание более низкоэнергетических дислокационных (блочных) структур. В результате этого происходит внутризеренное фрагментирование структуры, обусловливающее как смещение критических параметров появления неустойчивости пластического течения в область больших деформаций, так и разупрочнение материала (рис. 3, а). Следует подчеркнуть, что фрагментация структуры при развитии двойникования в титане не приводит к разупрочнению (рис. 3, б) и не создает предпосылок для сохранения однородности пластического течения до больших значений е.
Таким образом, в ГЦК- и ОЦК-металлах высокая исходная плотность дефектов (дислокации, малый размер зерен) способствует фрагментации микроструктур, определяющих сохранение однородности деформаций до больших значений е.
Эти результаты были использованы для получения микрокристаллического материала из стружки внутренне окисленного сплава Си - 0.4 % А1 квазидинамичес-ким методом. Основу сплава представляет ГЦК-медь. Из стружки толщиной 150-200 мкм при комнатной температуре изготавливался брикет с плотностью, сохраняющей открытую пористость. Конечный материал в форме прутков получали путем двойного продавлива-ния, первое — при Т = 1 000 °С и е = 0.5, второе — при Т = 20 °С и е = 0.4. Скорость деформации в обоих случаях составляла 0.5 с-1 (квазидинамический режим), а суммарные значения е попадали в интервал деформаций, определяющих максимальную фрагментацию структуры. На рис. 4 приведена структура полученного материала. Размер фрагментов конечной структуры на-
ходится в пределах 0.5-5 мкм. Материал с таким зерном еще не может считаться нанокристаллическим, однако при механических испытаниях обнаруживает аномальные свойства, аналогичные установленным для наноматериалов [6]. Испытания показали, что происходит рост напряжения течения в отсутствие упрочнения и увеличивается ресурс пластичности. Сказанное иллюстрируется диаграммой деформирования материала, приведенной на рис. 5, а (1 — растяжение, 2, 3 — сжатие)
[7].
Образование микрокристаллических структур при деформационных процессах, определенных взрывными методами нагружения, наблюдалось в зоне контакта, созданной при взрывном компактировании порошков медных сплавов (рис. 6, а). Именно на границах развиваются максимальные сдвиговые деформации при незначительной деформации объема самих частиц порошка. Зоны контакта с приведенной структурой образуются на границах частиц порошка, положение которых совпадает с направлением максимальных касательных напряжений. Наличие микрокристаллической структуры только в окрестности контактных зон и небольшая доля такого рода границ в объемах компактов, обусловленная гетерогенностью их деформации [8], определяют другой ход зависимости ст-е в спрессованных образцах (см. рис. 5, б), характерный для обычных материалов. На рис. 5, б представлены результаты испытаний спрессованных взрывом образцов из порошков внутренне окисленного сплава Си - 0.4 % А1 размером 300 мкм в условиях одноосного статического сжатия.
Рис. 4. Микроструктура образца, полученного двойным продавлива-нием при квазидинамическом режиме нагружения
Рис. 5. Кривые ст-е для образцов, полученных двойным продавливанием (а), взрывным прессованием (б)
Рис. 6. Микроструктура образцов, спрессованных взрывом: зона контакта (а), после последующих прокаток с промежуточными отжигами (б)
Следует отметить, что прочность компактов, полученных взрывным прессованием, зависит от размера прессуемых порошков. Использование при компакти-ровании порошков с размером <100 мкм определяет оптимальную протяженность контактных границ, на которых реализуется развитие совместного пластического течения с образованием микрокристаллической структуры, определяющей образование прочной связи [8]. Прочность компактов также возрастает при последующей обработке, определяющей фрагментацию структуры. Так, на рис. 6, б представлена микроструктура того же образца, что и на рис. 6, а, но после двукратной прокатки со степенями обжатия, не приводящими к появлению трещин, и промежуточными отжигами. Усиленная фрагментация микроструктуры приводит к существенному повышению прочности компактов.
Выводы
Условия формирования микрокристаллической структуры при высокоскоростных нагружениях зависят от величины создаваемой деформации, плотности дефектов, как в исходном состоянии, так и генерируемых при деформировании, а также от природы материала, определяющей механизмы релаксационных процессов.
Роль начальной мелкозернистой структуры (малого размера зерен и порошков) при формировани микрокристаллической структуры при высокоскоростном де-
формировании аналогична увеличению исходной плотности дефектов.
Приведенные результаты указывают на перспективность использования динамических и квазидинамичес-ких методов деформирования для получения микрокристаллических материалов.
Литература
1. Конева H.A., Козлов Э.В. Физическая природа стадийности пласти-
ческой деформации // Изв. вузов. Физика. - 1990. - Т. 33. - № 2. -С. 89-106.
2. Нестеренко В.Ф., Бондарь М.П. Локализация деформации при схлопывании толстостенного цилиндра // ФГВ. - 1994. - Т. 30. -№ 4. - С. 99-111.
3. Nesterenko V.F., Meyers M.A., LaSalvia C., Bondar M.P., Chen Y.C., Lukyanov Y.L. Shear localization and recrystallization in high-strain, high-strain-rate of tantalum // Materials Science and Engineering. -1997. - A229. - P. 23-41.
4. Бондарь М.П., Первухина О.Л. Зависимость структуры титана, формирующейся в процессе высокоскоростного нагружения, от его исходного состояния // ФГВ. - 2000. - Т. 36. - № 2. - С. ПО-121.
5. БондарьМ.П., Тесленко Т.С. Влияние степени дефектности исход-
ного материала на деформационную структуру, формируемую при взрывном коллапсе полых толстостенных цилиндров // Физика горения и взрыва. - 1997. - Т. 33. - № 6. - С. 108-120.
6. Валиев Р.З., Александров И.В. // Доклады АН. - 2001. - Т. 380. -№ 1. - С. 34-37.
7. Бондарь М.П., Панин С.В., Коваль А.В., Ободовский Е.С. Структурные уровни деформации внутреннеокисленной меди со слоистой внутренней структурой // Физ. мезомех. - 2003. - Т. 6. - №2.-С. 77-90.
8. Бондарь М.П. // ФГВ. - 2004. - Т. 40. - № 4.
