CC BY
53
Локализация пластического течения в циркониевых сплавах
для ядерной энергетики
Т.М. Полетика, С.В. Колосов, Г.Н. Нариманова, Л.Б. Зуев
Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634021, Россия
Рассмотрены стадийность кривых пластического течения и формы локализации пластической деформации при растяжении образцов из циркониевых сплавов. Установлена и обсуждена связь картин локализаций с законом деформационного упрочнения при пластическом течении. Приведены данные о дислокационной структуре деформируемых сплавов в областях локализации деформации.
Plastic flow localization in Zr-based alloys for nuclear power industry
T.M. Poletika, S.V. Kolosov, G.N. Narimanova, and L.B. Zuev
The stages in the plastic flow curve and the localization of plastic strains upon stretching Zr - 1 % Nb alloy are considered. The localization pattern is found to correlate with a strain hardening law upon plastic flow. Data for the dislocation structure in strain localization regions are reported.
1. Введение
Известно, что пластическое деформирование материалов протекает макроскопически неоднородно на всех стадиях нагружения [1, 2]. Существует однозначное соответствие между режимом пластического течения на некотором участке деформационной кривой и типом пространственно-временного распределения компонент тензора дисторсии. Однако отсутствие прямых экспериментальных данных не позволяет установить связь между макролокализацией пластической деформации и дислокационными характеристиками деформируемой среды.
В данной работе исследуется характер локализации деформации на параболической стадии пластического течения и стадии предразрушения в образцах из промышленных сплавов циркония Э110 и Э635, применяемых для изготовления труб тепловыделяющих элементов ядерных реакторов [3]. Для этих сплавов характерны продолжительная параболическая стадия и долгая деформация на стадии предразрушения. Интерес к сплавам Zr с гексагонально плотноупакованной (ГПУ) решеткой обусловлен также тем, что не существует единого представления о природе пластической деформации и механизмах деформационного упрочнения даже для чистого циркония [4]. Поэтому изучение процессов
локализации пластического течения, соответствующих различным стадиям деформационной кривой вплоть до разрушения, и взаимосвязи их с изменением микроструктуры очень актуально. Эти данные необходимы для выяснения закономерностей эволюции микроструктуры, ведущих к локализации деформации на макроуровне и образованию очага разрушения материала, в частности, для оценки запаса технологической пластичности сплавов Э110 и Э635.
2. Методы исследования
Исследовались сплавы Zr-1%Nb (Э110) и Zr-1 %Nb-1.3%Sn-0.4%Fe (Э635) в рекристаллизован-ном состоянии. Плоские образцы с размерами рабочей части 42x5x2 мм растягивались на испытательной машине Instron-1185. Одновременно методом спекл-интерферометрии [2, 5] фиксировалось поле векторов смещений точек на поверхности образцов r(x, y). Путем численного дифференцирования этого поля могут быть получены все компоненты тензора пластической дисторсии Рг-, j =Vr. Далее для простоты приводятся данные лишь о компоненте локального удлинения
^ xx ■
Электронно-микроскопические исследования проводились на электронном микроскопе Tesla BS-500.
© Полетика Т.М., Колосов С.В., Нариманова Г.Н., Зуев Л.Б., 2004
э-Бе, МПа
100 -|---------------------V-
2 4 6 8 10 е ■ 10"2
Рис. 1. Кривые пластического течения для циркониевых сплавов, перестроенные в логарифмическом масштабе S-e: Э635 (/), Э110 (2)
3. Результаты и их обсуждение
Анализ кривых нагружения исследуемых сплавов показал, что они в целом подобны: на них имеется переходная стадия упрочнения, следующая непосредственно за пределом текучести, и выполняется параболический закон упрочнения. Параболическая стадия упрочнения для обоих сплавов начинается при е = 2 % и характеризуется постоянно уменьшающимся коэффициентом деформационного упрочнения 0. Начиная с £ = 5 %, коэффициент 0 становится очень малым, а затем близким к нулю, что соответствует четвертой стадии деформационного упрочнения [6].
Использование логарифмических координат позволило разбить каждую параболическую деформационную кривую на ряд прямолинейных участков с постоянно уменьшающимся показателем параболичности п (рис. 1). Кривая пластического течения заканчивается участком с п ~ 0, соответствующим стадии развития видимой шейки.
Использование метода лазерной спекл-интерферо-метрии позволило проследить эволюцию картины мак-
ролокализации деформации £ хх на всех стадиях деформационной кривой. Так, при е = 2 % в пространстве образца устанавливается стационарная система максимумов локализации деформации, соответствующая параболической стадии пластического течения [1, 2]. На рис. 2 показано распределение локальной деформации для исследуемых сплавов на параболической стадии деформационного упрочнения при п > 0.5 (рис. 2, а) и на стадии предразрушения при п ^ 0 соответственно (рис. 2, б). При п <0.5 начинается движение очагов локализации деформации, которое продолжается на участках с меньшими значениями показателя параболичнос-ти вплоть до образования шейки.
На рис. 3 приведена зависимость положения максимумов локализации (X — абсцисса очага локализованной деформации на оси образца) от общей деформации образца £, типичная для этих сплавов. Между параболическими участками деформационной кривой с показателями п ~ 0.4 и = 0.3 наблюдается почти горизонтальный участок, на котором деформация увеличивается на 0.002 £. Этот участок соответствует моменту образования первичной шейки (рис. 2, б). На участке параболической стадии деформационного упрочнения с п ~ 0.2 практически завершается формирование очага предразрушения, и далее при п ^ 0 происходит образование шейки, которая к этому моменту уже наблюдается визуально.
На рис. 4 представлены зависимости скорости движения фронтов V локализованной деформации на параболической стадии упрочнения от показателя парабо-личности п.
Следует отметить, что с увеличением предела прочности а в исследованных сплавов скорости движения очагов локализованной деформации увеличиваются. Это свидетельствует о том, что скорость движения фронтов локализации деформации к шейке, т.е. скорость формирования шейки, определяется уровнем напряжений в образце при пластическом течении.
Рис. 2. Пространственное распределение очагов локализованной деформации
п = 0.7
2 5 8 11 8,%
Рис. 3. Кинетика движения зон локализации деформации на параболической стадии пластического течения сплава Э110
Таким образом, при п < 0.5 очаги локализованного течения объединяются, что приводит к формированию шейки и переходу пластического течения в пластическое разрушение. При этом очаги локализованной деформации движутся, но движение не является согласованным, аналогично наблюдаемому на стадии линейного упрочнения [1, 2].
В результате электронно-микроскопических исследований микроструктуры деформированных образцов была установлена следующая последовательность превращений дислокационных субструктур: хаотическое распределение дислокаций ^ скопления дислокаций ^ сетчатая субструктура ^ ячеисто-сетчатая субструктура ^ полосовая субструктура ^ субструктура с непрерывными и дискретными разориентировками ^ фраг-
V-105, м/с ь
0 0.2 0.4 0.6 0.8 п
Рис. 4. Зависимости скорости движения фронтов V локализованной деформации от показателя параболичности п: для сплава Э635 в ре-кристаллизованном состоянии (1); для сплавов Э110 в рекристалли-зованном (2) и в закаленном (3) состоянии
Рис. 5. Эволюция дислокационной структуры на параболической стадии деформационной кривой циркониевых сплавов: на подстадии
с n < 0.4 (а); < 0.2 (б)
ментированная структура. Последние две из них характерны для параболической стадии (п < 0.4), а четвертая стадия пластического течения (п ^ 0) обусловлена зарождением очага предразрушения и формированием шейки в материале [6, 7].
Далее была проанализирована связь длины волны локализованной деформации X, представляющей собой расстояние между активными очагами пластической деформации на стадии параболического упрочнения, и среднего характерного размера дислокационной субструктуры d при тех же степенях общей деформации. При этом средний характерный размер элементов дислокационной субструктуры d для ячеисто-сетчатой
0 0.4 0.8 d■ 103, мм
Рис. 6. Зависимость длины волны локализованной деформации X от среднего характерного размера дислокационной субструктуры d
дислокационной субструктуры определялся как расстояние между сгущениями дислокаций, для полосовой структуры (рис. 5, а) — как расстояние между субграницами, для фрагментированной (рис. 5, б) — как размер самих фрагментов.
Было установлено, что между величинами X и d существует простая линейная зависимость типа Х = Х0 +аЛ (рис. 6), где безразмерный коэффициент пропорциональности а = 1.3 • 104, а X 0 = 4.2 мм, что указывает на взаимосвязь дислокационной структуры деформированного сплава и периодичности локализации пластической деформации в нем.
4. Заключение
Таким образом, развитие пластической деформации представляет собой сложный процесс самосогласованного зарождения и движения локализованных очагов пластического течения. В результате направленного движения деформационных фронтов к одному очагу локализации и слияния с ним происходит периодическое накопление в нем деформации, что проявляется в более быстрой смене дислокационных субструктур вплоть до
образования фрагментированной структуры, наблюдаемой при формировании шейки. Картина и динамика движения очагов локализованной деформации существенно зависят от вида закона деформационного упрочнения.
Литература
1. Зуев Л.Б., Данилов В.И О природе крупномасштабных корреляций при пластическом течении // Физика твердого тела. - 1997. -Т.39.- № 8. - С. 1399-1403.
2. Zuev L.B., Danilov VI. A self-excited wave model of plastic deformation
// Philos. Mag. Ser. A. - 1999. - V. 79. - Ш. 1. - P. 43-57.
3. Займовский А.С., Никулина А.В., Решемников Н.Г. Циркониевые сплавы в ядерной энергетике. - М.: Энергоатомиздат, 1994. - 256 c.
4. ПапировИ.И., ТихинскийГ.Ф. Природа пластической деформации
циркония. - Харьков, 1976. - 36 с. / Препринт АН УССР, Харьков. физ.-техн. ин-та № 76-23.
5. Джоунс Р., Уайкс К. Голографическая и спекл-интерферометрия. -
М.: Мир, 1986. - 321 с.
6. Козлов Э.В., Смаренченко В.А., Конева Н.А. Эволюция дислокационной субструктуры и термодинамика пластической деформации металлических материалов // Металлы. - 1993. - № 5. -С. 152-161.
7. Рыбин В.В. Физическая модель явления потери механической устойчивости и образования шейки // Физика металлов и металловедение. - 1977. - Т. 44. - № 3. - С. 623-632.
