CC BY
108
Козлов Г ВРодионов Д.П. ФРАКТОГРАФИЧЕСКИЕ И МЕТАЛЛОГРАФИЧЕСКИЕ ИССЛЕДОВАНИЯ СДВИГОВОГО РАЗРУШЕНИЯ СТАЛЬНЫХ ОБОЛОЧЕК ПРИ ВЗРЫВНОМ НАГРУЖЕНИИ
Из анализа литературных источников следует, что до настоящего времени в полной мере не проведено глубокого фрактографического и металлографического исследования влияния структуры металла различного химического состава на фрагментацию стальных оболочек при взрывном нагружении. Недостаточно изучены роль сдвига и отрыва, особенности образования полос адиабатического сдвига (ПАС) и их роль в формировании осколочного спектра. Особое внимание в современных исследованиях уделяется созданию специальных высокоуглеродистых сталей, обладающих высокими фрагментационными характеристиками вследствие экономного легирования кремнием и марганцем [1]. Целью настоящей работы являлось исссле-дование влияния химического состава и структуры металла на фрактографические и структурные особенности формирования сдвигового разрушения стальных оболочек.
Исследование проводилось на макетах для испытания материалов и взрывчатых веществ на метательно - дробящее действие [2], снаряженных раздельно - шашечным методом ВВ А-1Х-2 [1]. Исследовались следующие материалы оболочек:
- стали 40Х и 40ХГТР, близкие по химическому составу к снарядной стали 45X1;
- стали С-60 и 60С2, близкая по химическому составу к снарядной стали С-60 [3];
- высокоуглеродистые стали 80С2 и 110Г2С, обеспечивающие высокие фрагментационные характеристики [1].
Из всех рассматриваемых материалов изготавливались черновые макеты, которые доводились до необходимых размеров после термической обработки.
Различные для данного материала структуры задавались применением соответствующих режимов термической обработки, а именно:
- закалка с отпуском при различных температурах;
- охлаждение на воздухе (нормализация);
- охлаждение с печью (отжиг).
Такие режимы термической обработки характерны для производства корпусов штатных снарядов осколочного действия [3]. Для высокоуглеродистой стали 110Г2С применялись изотермические обработки с целью получения зернограничной цементитной сетки и отжиг на зернистый цементит.
Исследование фрактографических и структурных особенностей формирования сдвигового разрушения стальных оболочек осуществлялось на основе изучения фрагментов, полученных в результате испытаний макетов подрывом в бронекамере [4] и извлеченных из улавливающей среды.
Сдвиговое разрушение в контактной с зарядом ВВ зоне является типичным для оболочек из всех исследованных сталей, а также для всех реализованных структур. Сдвиг в стенке оболочки, а, следовательно, и разрушение после него, сопровождается высокой степенью локализации, что характерно для импульсного нагружения. Влияние структуры стали на характер сдвигового разрушения оболочки в контактной с ВВ зоне представлено в табл. 1.
Кратковременность сдвигового процесса приводит к значительному увеличению температуры в очаге сдвига без рассеяния энергии внутри металла, что позволяет считать этот процесс в первом приближении адиабатическим. Известно, что адиабатический сдвиг может проявляться либо в виде локализованного сдвига (ЛС), либо в виде белых, нетравящихся полос - так называемых "белых зон" или ПАС [5]. Несмотря на кратковременность процесса, надо иметь в виду, что начальные фазы сдвига происходят в материале со значительно большим пределом текучести, чем окончательные стадии сдвига, которые происходят уже в условиях локального разогрева [6] и, следовательно, в более пластичном материале. На начальных стадиях сдвига в хрупких материалах в зоне сдвига могут образовываться хрупкие трещины разрыва, хотя на более поздних стадиях в условиях локального нагрева материал становится более пластичным и разрушение может иметь вязкий характер.
Ещё одна характерная особенность сдвига в стенке оболочки заключается в том, что сдвиг в области, прилегающей к внутренней ее поверхности, происходит под действием сжимающих напряжений, а сдвиг во внешней зоне поперечного сечения - под действием растягивающих напряжений. Это облегчает зарождение трещин во внешней растянутой части ОК и затрудняет разрушение в сжатой части. Движение одной части оболочки относительно другой при сдвиге часто вызывает значительную деструкцию характерного рельефа разрушения, особенно в сжатой области внутренней части стенки. Вследствие этого затрудняется интерпретация фрактографической картины. Отрицательное влияние на расшифровку мик-рофрактограмм оказывает также газовая коррозия под действием продуктов детонации.
На сдвиговых поверхностях наблюдаются характерные морфологические признаки сдвига или среза. При сквозном однонаправленном сдвиге через всю толщину стенки оболочки напряжённое состояние сказывается на микрокартине разрушения. Сдвиговая часть фрагмента, прилегающая к внутренней поверхности оболочки, где действуют сжимающие напряжения, всегда подвержена значительной деструкции вследствие движения смежных фрагментов, и поэтому поверхность этих фрагментов имеет сглаженный характер (рис.
1 а). Такой тип разрушения всегда наблюдается в зонах сдвига, прилегающих к внутренней поверхности. Аналогичную микрофрактографическую картину сдвигового разрушения в контактной с ВВ зоне наблюдали авторы работы [7].
На сдвиговых поверхностях фрагментов видны характерные продольные ступеньки, которые являются типичными для среза или сдвигового разрушения при значительной локализации деформации. В работах [6...10], в которых исследовались морфологические особенности разрушения в зоне ЛС, характерный рельеф разрушения назван "вязким сколом" или "расслоением по плоскости скольжения".
Таблица 1
Влияние структуры металла на характер сдвигового разрушения оболочки в контактной с ВВ зоне
Сталь Режим термической обработки Структура Характер сдвигового разрушения оболочки
X о Закалка от 900 оС, отпуск 650, 530, 450 оС Сорбит отпуска ПАС + ЛС
Закалка от 1250 оС, отпуск 650 оС Сорбит отпуска ПАС + ЛС
Закалка от 1250 оС, отпуск 530, 450 оС Сорбит-троостит отпуска ПАС
Нагрев до 900 оС, охлаждение на воздухе Перлит ЛС
Нагрев до 1250 оС, охлаждение с печью Перлит +прерывистая ферритная сетка ЛС
Т Гч Х о 4 Закалка от 900 оС, отпуск 650, 550, 450 оС Сорбит, сорбит-троостит отпуска ПАС + ЛС
Закалка от 1250 оС, отпуск 650 оС Сорбит отпуска ПАС + ЛС
Закалка от 900 оС, отпуск 350, 250 оС Отпущенный мартенсит ПАС
Закалка от 1250 оС, отпуск 550, 450, 350 оС Сорбит-троостит отпуска, отпущенный мартенсит ПАС
Нагрев до 90 0 оС и 125 0 оС, охлаждение с печью Перлит + ферритная сетка ЛС
CN и 0 ко Закалка от 900 оС, отпуск 650 оС Сорбит отпуска ПАС
Закалка от 900 оС, отпуск 530, 450 оС Сорбит-троостит отпуска ПАС
Нагрев до 90 0 оС, охлаждение на воздухе и с печью Перлит + ферритная сетка ЛС
^6O Закалка от 900 оС, отпуск 650 оС Сорбит отпуска ПАС
Закалка от 900 оС, отпуск 530, 450 оС Сорбит-троостит отпуска ПАС
Нагрев до 90 0 оС, охлаждение на воздухе и с печью Перлит + ферритная сетка ЛС
2 и 0 В Нагрев до 90 0 оС, охлаждение с печью Грубый перлит ЛС
С CN Гч о 1 \—1 Нагрев до 950 оС, охлаждение до 7 60 оС, изотермическая выдержка, охлаждение на воздухе, отпуск 650 оС Перлит + цементиттная сетка ЛС
Нагрев до 950 оС, охлаждение до 7 60 оС, изотермическая выдержка, закалка, отпуск 650 оС Сорбит+ цементитная сетка ПАС
Закалка от 950 оС, отпуск 650 оС Сорбит отпуска ПАС
Нагрев до 8 0 0 оС, охлаждение 2 0 оС /ч до 650 оС, охлаждение на воздухе Зернистый цементит и перлит ЛС
При высокой степени локализации деформации и распространения в сдвиговой зоне разрушения зародившиеся на включениях ямки могут сливаться при вытяжке, образуя неровную ступеньку. В предельном случае, особенно это касается хрупких материалов, перед фронтом трещины образуется острый надрыв, который деформируется и вытягивается в направлении движения трещины. В результате образуются характерные ступеньки расслоения с выступающими границами (рис. 1 б).
xBOO
б.
x16OO
Рис. 1. Сдвиговое разрушение оболочки из стали 4 0ХГТР (закалка, отпуск 350 С) в контактной с ВВ
зоне
Сдвиг в контактной с зарядом ВВ зоне связан с высокой локализацией деформации при взрывном нагружении. Он может проявляться либо в виде ПАС, либо в виде ЛС. ПАС, как следует из табл. 1, реализуется только в оболочках, имеющих структуру отпущенного мартенсита, сорбита или сорбита-
троостита отпуска. ПАС наблюдались и ранее, например, авторами работ [5, 8, 11________13] . ПАС наблюдаются
во внутренней зоне оболочки, где действуют сжимающие окружные напряжения, и выявляются в виде белых слабо травящихся полос как показано на рис. 2. ПАС, по мнению авторов работы [8], представляют собой зону превращения а^у^Х , то есть область, закалённую за счёт тепла, выделившегося в зоне локализованной деформации.
В результате настоящего исследования установлено, что локализованная деформация сдвига характерна для гетерогенных структур, таких как перлит или перлит с избыточным выделением феррита или цементита. ЛС так же, как и ПАС, начинается на внутренней поверхности ОК и характеризуется достаточно широкой (100...200 мкм) деформационной зоной. Локализованная деформация в оболочках из сталей 40Х и 110Г2С показана на рис. 2 а. Таким образом, структура металла оболочки определяет вид сдвигового разрушения в зоне контакта с зарядом ВВ.
Деформации, приводящие к образованию ПАС и ЛС, происходят в условиях, приближённых к адиабатическим. Однако в сталях, имеющих ярко выраженную гетерогенную структуру (перлит), наблюдается заметное расширение деформационной зоны. Чем уже зона пластической деформации, тем больше возможностей для местного перегрева, то есть для создания зоны фазового превращения а^у , которая при разгрузке материала, прилегающего к зоне сдвига, приводит к повторной закалке (структура "белой зоны"). Основное различие между ПАС и ЛС заключается именно в ширине зоны материала, которая вовлечена в деформацию. Локализация деформации приводит к местному перегреву и затем к образованию "зоны превращения".
В стали 4 0ХГТР закалённой и отпущенной при 650 и 530 °С, одновременно с "белыми зонами" наблюдаются участки ЛС, прилегающие обычно к вершине "белой зоны", не распространившейся вглубь ОК (рис. 2 в). Ширина "белых зон" зависит от содержания углерода в стали. Наибольшую ширину имеют ПАС в сталях 4 0Х и 4 0ХГТР (10... 25 мкм), в сталях 60С2 и С-60 ширина ПАС не превышает 5...15 мкм, а в стали
110Г2С ширина "белой зоны" составляет всего 2... 4 мкм.
а.
х250
б.
х500
х200
Рис. 2. Типы локализованной сдвиговой деформации и разрушения стальных оболочек. а- ЛС (сталь 4 0Х нагрев до 900 °С, охлаждение на воздухе); б- трещина в зоне сдвига (сталь 110Г2С, отжиг на зернистый цементит); в-ПАС, переходящая в ЛС (сталь 40Х, закалка от 1250 °С, отпуск 650 °С).
Малая ширина ПАС в большинстве исследованных сталей затрудняет измерение микротвердости "белой зоны" и сравнение её с твёрдостью матрицы, в которой происходит локальная деформация. Однако в ПАС, образовавшихся в оболочкиах из сталей 40Х, 4 0ХГТР, имеющих структуру, отпущенного мартенсита, уда-
ётся измерить микротвердость «белой зоны» Зона фазового превращения - "белая зона" в стали 4 0Х имеет высокую твёрдость, соответствующую твёрдости закаленной стали такого класса. Твёрдость участков, непосредственно прилегающих к ПАС, значительно ниже (примерно в 3 раза). Она также ниже, чем твёрдость участков, отдалённых от ПАС, имеющих микротвердость исходного металла оболочки.
Зону материала, непосредственно прилегающую к ПАС, принято называть зоной термического влияния (ЗТВ) [8]. Снижение твёрдости в ЗТВ связано с тем, что при рассеянии тепла из зоны локализованного сдвига этот участок не нагревается выше критической точки Ас1, а, следовательно, не происходит повторной закалки, хотя дополнительный отпуск, снижающий твёрдость материала, может произойти. Если это так, то закалённая и высокоотпущенная сталь (отпуск 650 °С) не должна иметь ЗТВ. Действительно, измерения микротвердости в зонах, непосредственно прилегающих к ПАС, в стали 40Х после закалки и отпуска 650 °С свидетельствует о том, что ЗТВ (зона разупрочнения) отсутствует. ПАС имеет высокую микротвёрдость, соответствующую микротвёрдости закалённой стали, а микротвёрдость материала возле ПАС и вдали от неё одинакова и соответствует исходной микротвердости металла.
а. х230 б. х600
Рис. 3. Образование пор в вершине зоны локализованного сдвига. Сталь 40Х (нагрев до 1250 °С, охлаждение с печью).
ЛС в оболочках характеризуется широкой зоной упрочнения. Центральная часть ЛС имеет наивысшую микротвердость, которая постепенно уменьшается по мере удаления от нее до значения микротвердости матрицы. Для стали С-60 с перлитной структурой микротвердость изменяется от 3200...3800 МПа в центральной части ЛС до 2200...2400 МПа в матрице, ЗТВ в областях локализованного сдвига отсутствуют.
ПАС и ЛС являются источниками зарождения и распространения сдвиговых трещин. В узкой зоне деформированного материала возможно образование отдельных острых надрывов (пор) и их слияние в периферийной части сдвиговой трещины на фронте деформации. На рис. 3 показана такая зона с порами, которые впоследствии могут соединиться с основной сдвиговой трещиной.
Таким образом проведены фрактографические и металлографические исследования сдвигового разрушения стальных оболочек различного химического состава под действием взрыва. Установлена зависимость характера локализованной сдвиговой деформации оболочек от структуры стали. Показано, что сдвиговая деформация стальных оболочек, имеющих структуру отпущенного мартенсита, сорбита или сорбита-троостита отпуска, под действием импульсной нагрузки в контактной с ВВ зоне реализуется в виде ПАС, а имеющих структуру перлита или перлита с сеткой (ферритной или цементитной) - в виде ЛС.
ЛИТЕРАТУРА
1. Физика взрыва / Под ред. Орленко Л.П.- Изд. 3-е, переработанное.- В 2 т. Т. 2. М.: ФИЗМАТЛИТ,
2002.- 656 с.
2. Патент №202564 6 РФ. М. Кл. Е42В 35/00 «Макет боеприпаса для испытания материалов и взрывчатых веществ на метательно-дробящее действие», В.А. Одинцов-заявл. 15.12.92.; опубл. 30.12.94.
3. Аблов В.С., Орлов В.Г., Степанов П.П. Конструкция, теория и расчет снарядов и головных частей. - Пенза: ПВАИУ, 1979, 503 с.
4. Одинцов В.А. Метание и разрушение оболочек продуктами детонации. - М.: ЦНИИНТИ, 1976. 144 с.
5. Rogers H.C. Adiabatic plastic deformation. - Announ. Rev. Mater. Sci., 1979, Nam. 9, p.
2 83...311.
6. Рехт Р.Ф. Катастрофический сдвиг при взрывном нагружении металлов // Прикладная механика. -1964. -Том Е. вып.31. - № 12. С. 34...39.
7. Beetle J.C., Rinnovatore J.V., Corie J.D. Fracture morfology of explosively loaded steel cylinders. Scanning electron microscopy: Procеedings of Fouth Annuel Scanning Electron Microscopy Symposium. U.S.A., Chicago, Illinois: 1971.- Part. I.- P. 137...144.
8. Шастри Х.К., Роджерс Х.К. Структурные изменения в сталях при адиабатическом сдвиге. Ударные
волны и явления высокоскоростной деформации металлов: Сборник. Под редакцией М.А. Мейерса и Л.Е.
Мурра. -М.: Металлургия, 1984. С. 301...309.
9. Крюссар Ш., Плато Ж., Томханхар Р. и др. Сравнение вязкого и усталостного разрушения.// Атомный механизм разрушения: Сборник научных работ.- М.: Металлургиздат, 1963. С. 535...57 4.
10. Дж. П. Мосс. Влияние ударных волн на величину, скорость и температуру деформации в адиабатических полосах сдвига.// Ударные волны и явления высокоскоростной деформации металлов: Сборник. Под редакцией М.А. Мейерса и Л.Е. Мурра. -М.: Металлургия, 1984. С.30...40.
11. Staker M.R. On adiabatic shear band determination by surface observations / Scripta metal-lurgica. -1960.-Vol.14.-N. 6. -P. 677...680.
12. Фридман Я.Б. Механические свойства металлов. -М.: Машиностроение, 1974. -Том I. -
С.252...268.
13. Staker M.R. The relations between adiabatic shear instability strain and material properties/ Acta metallurgica. -1981. -Vol. 29. - N. 4. -P. 683-689.
