CC BY
79
УДК 620.178.74:669.295:62-419
Микромеханизмы деформации и разрушения слоистого материала из титанового сплава ВТ6 при ударном нагружении
Н.С. Сурикова1, В.Е. Панин1, 2, Л.С. Деревягина1, Р.Я. Лутфуллин3, Э.В. Манжина2, А.А. Круглов3, А.А. Саркеева3
1 Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634055, Россия 2 Национальный исследовательский Томский политехнический университет, Томск, 634050, Россия 3 Институт проблем сверхпластичности металлов РАН, Уфа, 450001, Россия
Проведено исследование фазового состава, микроструктуры, механизмов пластической деформации и разрушения при ударном нагружении слоистого материала, полученного сваркой под давлением листов титанового сплава ВТ6. В ходе ударного нагружения при 20 и -196 °C происходит расслоение образца на пакеты листов, которое влияет на скорость их разрушения. На поверхностях разрушения происходит структурно-фазовый распад исходной кристаллической структуры с образованием динамических ротаций. В кристаллических подслоях поверхностей разрушения и расслоя развивается фрагментация материала. Данные эффекты выражены более сильно при Tdef = -196 °C.
Ключевые слова: слоистый материал, титановый сплав, ударное нагружение при 20 и -196 °C, распад структуры на поверхностях разрушения, фрагментация материала в подслоях
Micromechanisms of deformation and fracture in a layered VT6-based material
under shock loading
N.S. Surikova1, V.E. Panin1' 2, L.S. Derevyagina1, R.Ya. Lutfullin3, E.V. Manzhina2, A.A. Kruglov3, and A.A. Sarkeeva3
1 Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS, Tomsk, 634055, Russia 2 National Research Tomsk Polytechnic University, Tomsk, 634050, Russia 3 Institute for Metals Superplasticity Problems RAS, Ufa, 450001, Russia
The paper studies the phase composition, microstructure, and mechanisms of plastic deformation and fracture under shock loading in a layered material obtained by pressure welding of VT6 titanium alloy sheets. Under shock loading at 20 and -196 °C, the material is delaminated into sheet piles and this changes their fracture rate. At fracture surfaces, the initial crystal structure experiences structural phase decomposition resulting in dynamic rotations. In crystalline sublayers of the fracture surfaces and delamination, the material is fragmented. The effects are more pronounced at Tdef = -196 °C.
Keywords: layered material, titanium alloy, shock loading at 20 and -196 °C, structural decomposition at fracture surfaces, fragmentation in sublayers
1. Введение
В работах [1-3], направленных на изучение механи-
ческих свойств титановых сплавов в ультрамелкозернистом состоянии, показано, что такие сплавы, по сравнению с микрокристаллическими, обладают более высокими прочностными (ств - 1300-1500 МПа, ст02 --1190 МПа) и усталостными свойствами, но снижают свою пластичность до разрушения и ударную вязкость. Ряд способов повышения ударной вязкости разрушения
связан с созданием в материалах структурной анизотропии, которая может приводить к изменению направления роста магистральной трещины или к ее разветвлению [4]. Этот фактор используют при разработке слоистых материалов, структурной особенностью которых является наличие внутренних поверхностей раздела. При ударном нагружении такого материала «жесткое» объемно напряженное состояние в голове магистральной трещины может релаксировать за счет расщеплений
© Сурикова Н.С., Панин В.Е., Деревягина Л.С., Лутфуллин Р.Я., Манжина Э.В., Круглов А.А., Саркеева А.А., 2014
по поверхностям раздела. Тогда в каждом отдельном слое, как в случае с «разветвляющим» трещину расположением пластин (рис. 1, а) относительно направления удара, реализуется менее «жесткое» плосконапряженное состояние, способствующее увеличению пластичности и ударной вязкости. В случае с «тормозящим» трещину расположением слоев (рис. 1, б), магистральная трещина будет тормозиться на их поверхностях раздела и каждый раз затрачивать энергию на повторное зарождение трещины в соседнем слое, увеличивая ударную вязкость слоистого композита. В работе [5] изучено механическое поведение слоистого материала из титанового сплава ВТ6 и показано, что в обоих случаях ориентации поверхностей раздела (рис. 1) ударная вязкость слоистых образцов существенно повышалась относительно вязкости монолитного сплава (плита титанового сплава ВТ6, КСи = 0.3 МДж/м2, ГОСТ 23755-79). Важным параметром, определяющим поведение слоистых образцов при ударном испытании, оказывается пористость в зоне твердофазного соединения , которая увеличивает способность образцов к расслоению, т.е. разрушению материала по плоскостям раздела. Увеличение пористости [5] снижает ударную вязкость образцов с «разветвляющим» трещину расположением поверхностей соединения и значительно повышает указанную характеристику у образцов с «тормозящим» трещину расположением поверхностей соединения (рис. 2). В последних образцах происходит расслоение, которое сопровождается падением нагрузки на ниспадающей части кривых нагружения (рис. 2, г, е). Оно формируется уже в ходе развития магистральной трещины и останавливает ее, вынуждая многократно зарождаться на новых поверхностях. При одинаковой пористости величина ударной вязкости КСи у образцов, испытанных при комнатной температуре, в -1.5-3 раза выше, чем у образцов, испытанных при температуре жидкого азота.
Анализируя обнаруженные в [5] закономерности, можно сделать вывод, что ударная вязкость слоистого материала зависит как от микромеханизмов деформации и разрушения непосредственно пластин титанового сплава, так и от микромеханизмов деформации и разрушения материала в областях твердофазного соединения. Данная статья является продолжением исследований,
Рис. 1. Слоистый образец для испытаний на ударный изгиб с «разветвляющим» (а) и «тормозящим» (б) трещину расположением поверхностей соединения/раздела слоев [5]
начатых в работе [5], и нацелена на изучение структурно-фазовых превращений в зонах разрушений слоистого материала из сплава ВТ6 после ударной деформации и их зависимости от температуры.
2. Материал и методики эксперимента
Исследования проводили на слоистом материале, полученном в [5] сваркой под давлением тринадцати листовых заготовок сплава ВТ6 промышленного проката с размерами 220х 105х 0.8 мм при температуре 750 °С. До сборки в пакет поверхности соединяемых листовых заготовок механически полировали на войлочном круге с использованием пасты ГОИ до шероховатости Ra = 0.4 мкм, затем промывали в химически чистом ацетоне. Заготовки укладывали в пакет, так чтобы угол между направлениями прокатки в соседних листах составлял 90°. Нагрев, выдержку под давлением и охлаждение пакета осуществляли в вакууме 2 • 10-3 Па.
На ударный изгиб испытывали слоистые образцы стандартных размеров 10х 10х 15 мм по ГОСТ 9454-78. Геометрия нагружения образцов соответствовала образцам с «тормозящим» трещину расположением поверхностей раздела слоев (рис. 1, б). Величина пористости в зоне твердофазного соединения Lp была большой и составляла 0.32.
Испытания на ударный изгиб проводили при комнатной температуре и температуре жидкого азота на маятниковом копре Tinius Olsen IT542M с записью диаграммы ударного нагружения в координатах «усилие - перемещение» [5]. Внешний вид образцов, разрушенных в результате ударного изгиба, приведен на рис. 3.
Исследование микроструктуры и фазового состава сплава выполняли на электронном просвечивающем микроскопе JEM-2100 при ускоряющем напряжении 200 кВ и рентгеновской установке ДРОН-7.
Фольги для электронной микроскопии готовили методом струйной полировки на модифицированном приборе ПТФ. Использовали охлажденный электролит состава 95 % СН3СООН + 15 % НС104 при напряжении на электродах 75 В. Микромеханизмы разрушения исследовали на сканирующем растровом микроскопе Philips SEM 515. Известно, что различия в степени рельефности изломов исследованных образцов связаны с энергоемкостью процесса их разрушения. Поэтому в работе с помощью оптического интерферометра белого света New View 6300 по профилю поверхности излома непосредственно под надрезом количественно оценивали величину шероховатости изломов. Рассчитывали универсальную наиболее часто используемую характеристику шероховатости Ra по формуле
Ra = 1/1 ¡{У (* )|dx,
0
где y(x) — функция, описывающая профиль рельефа на базовой длине /.
2 4
Перемещение, мм
2 4
Перемещение, мм
2 4
Перемещение, мм
10 20 30
Перемещение, мм
2 4
Перемещение, мм
10 20 Перемещение, мм
Рис. 2. Диаграммы ударного нагружения слоистых образцов с «разветвляющим» (а, е, д) и «тормозящим» (б, г, е) трещину расположением поверхностей соединения при комнатной температуре [5]. Ьр = Ьрс/Ь0 — пористость в зоне твердофазного соединения, Ьрс — суммарная протяженность пор в плоскости шлифа вдоль Ь0, Ь0 — длина исследуемого участка вдоль линии соединения пластин в плоскости шлифа. Площадь под кривой нагружения соответствует полной работе разрушения А = Аё + Ар, где Аё — работа зарождения трещины, равная площади под восходящей частью кривой ударного нагружения, Ар — работа распространения трещины, равная площади под ниспадающей частью кривой
3. Результаты исследования и их обсуждение
Электронно-микроскопические исследования тонких фольг показали (рис. 4), что микроструктура листов сплава ВТ6 после сварки пакета состоит в основном из зерен а-фазы (твердый раствор на основе а-фазы титана, имеющий ГПУ кристаллическую решетку) глобулярной формы со средним размером ~3.5 мкм, окруженных межкристаллитными прослойками Р-фазы (твердый раствор на основе Р-фазы титана, имеющий ОЦК-ре-шетку). На рис. 4, е в темнопольном изображении, полученном в рефлексе 110р, показаны межкристаллитные
прослойки Р-фазы в зернах А и С. В редких случаях более тонкие прослойки Р-фазы присутствовали внутри зерен а-фазы. Содержание остаточной нестабильной Р-фазы в сплаве после сварки пакета составляло примерно 7 % от общего объема материала. В отдельных зернах а-фазы (рис. 4, г) наблюдалась достаточно высокая плотность дислокаций р - 1.5 • 1010 см-2, что может свидетельствовать о протекании высокотемпературной пластической деформации в благоприятно ориентированных относительно внешне приложенного напряжения зернах при сварке пакета. В продольном сечении
Рис. 3. Внешнй вид слоистых образцов из сплава ВТ6 с относительной протяженностью пор 0.32, деформированных ударным нагружением при 20 (а) и -196 °С (б)
часть зерен слегка вытянута вдоль направления прокатки листа. На контурах экстинкции видна рябь (области предвыделения), иногда мелкие частички выделившейся фазы Т^А1 (а2-фазы), что свидетельствует о спинодальном распаде однородного твердого раствора зерен а-фазы [6, 7].
Для изучения влияния ударного нагружения на структуру и разрушение слоистого титанового материала из деформированных образцов вырезали фольги двух
типов: параллельно поверхности разрушения и параллельно поверхности твердофазного соединения в зоне расслоения листовых заготовок (см. рис. 3). Из рис. 3 видно, что вязкость образца, деформированного при комнатной температуре (КСи ~ 3.2 МДж/м2), намного больше, чем вязкость образца, деформированного при температуре -196 °С (КСи - 2.09 МДж/м2). Поскольку при низкотемпературном ударе образец, состоящий из тринадцати листов, расслаивается на пять более мелких
Рис. 4. Структура листовой заготовки титанового сплава после сварки пакета, продольное сечение: а, б — светлопольные изображения, буквами А, В, С обозначены отдельные зерна, дифракция со стыка трех зерен (область очерченная пунктирным кругом); в — темнопольное изображение в рефлексе типа 110 Р-фазы, светятся области Р-фазы; г — темнопольное изображение в рефлексе типа 100 а-фазы
Рис. 5. Деформационная структура в пластине титанового сплава под поверхностью расслоя, темнопольное изображение, стрелками обозначены границы окисной пленки (а); микродифракция к рис. е и г с участка, очерченного белой окружностью, наблюдаются две зоны [113] а-фазы (б); темнопольные изображения в рефлексах 110 от разных субзерен (е, г)
пакетов, а при 20 °С — только на три. При этом четыре мелких пакета листов при -196 °С испытывают разрушение по схеме нормального отрыва, один пакет разрушается вязко. При 20 °С разрушение по схеме нормального отрыва происходит только в двух мелких пакетах, третий мелкий пакет деформируется пластически сильным изгибом без разрушения.
Особое внимание заслуживают резкие спады деформирующей нагрузки (рис. 2, г, е) при разрушении мелких пакетов листов в образцах типа б на рис. 1. Эти спады происходят при завершении разрушения каждого мелкого пакета. Мелкие пакеты при этом испытывают упругое разгибание, разгрузку и отслоение от смежного пакета. Далее нагрузка после слабого изменения снова испытывает резкий спад. Такой характер диаграммы на-гружения свидетельствует об очень высокой скорости разрушения объема пакета и зоны твердофазного соединения листов. Это естественно отражается на механизмах разрушения и пластической деформации прилегающих к трещинам слоев.
При электронно-микроскопическом исследовании зоны твердофазного соединения в листах, расслоившихся после удара при Т = 20 °С, оказалось, что на поверхностях листов титанового сплава присутствует слой окисной пленки, которая имеет периодические просветы, очевидно, в местах пор, существовавших на поверхности соединения (рис. 5). Материал листа под порой (светящаяся область на рис. 5, а) имеет высокую скалярную плотность дислокаций р - (1 -*2) • 1012 см-2 и малоугловую субструктуру, разориентированную на углы до 5° (рис. 5, б-г). Такая высокая плотность дислокаций обусловлена, вероятно, как дислокациями, осуществляющими пластическую деформацию внутри листовых заготовок при ударном изгибе и накопившимися в приграничной зоне, так и дислокациями несоответствия на межфазной границе «окисная пленка - лист титанового сплава». Дифракционных картин, характерных для частиц фазы Т^А1 (а2-фазы), здесь не наблюдалось.
Для анализа окисных слоев, формирующихся на поверхностях листовых заготовок при сварке, с торцевой
Т-1-1-1-1-1-1-1-1-1-1-1-1-1-1-1-1-1-1-1-1-1-1-1-1-\-г
40° 50° 60° 70° 80° 90° 100° 110° 120° 130° 140° 150° 160° 2© Рис. 6. Рентгенограмма с поперечного сечения слоистого образца из сплава ВТ6 до деформации ударным изгибом
Рис. 7. Деформационная структура в зоне разрушения мелких пакетов после ударного изгиба при Т = 20 °С. Темнопольные изображения в отражениях 101 а-фазы (а, б, е), 011 а-фазы (г) и 110 в-фазы (д) при разных углах а наклона фольги в гониометре электронного микроскопа а = 2° (а, г, д), 2.5° (б), 4° (е). На микродифракции (е), полученной от очерченной области на рис. а, две зоны находятся в отражающем положении: [111]а зона а-фазы и [001]р зона в-фазы титана
Рис. 8. Темнопольное изображение зерна в рефлексе 111 а-фазы при разных углах наклона фольги в гониометре а = 16° (а), 16.9° (б), 19° (в), 20.54° (г); на дифракции присутствуют несколько зон рефлексов от двух соседних а-зерен: [141] а-фазы и [231] а-фазы
поверхности недеформированного слоистого образца, была получена рентгенограмма (рис. 6). Видно, что кроме максимумов, близких к отражениям ГПУ а-фазы титана с параметрами решетки а = 0.292 нм и с = 0.467 нм и ОЦК Р-фазы титана с параметром а = 0.3307 нм, присутствуют отражения от окисной ГПУ-фазы Т^О с параметрами, близкими к а = 0.2959 нм и с = 0.4845 нм. Образование окисла Т^О обусловлено присутствием а-стабилизаторов в сплаве титана [6] и, возможно, давления, приложенного при сварке пакета. Соотношение интенсивностей рентгеновских пиков обеих фаз не совпадают с табличными, очевидно, из-за наличия текстуры в листовых заготовках сплава ВТ6.
Рентгенограмма, полученная с поверхности расслоения листовых заготовок после ударной деформации (поверхность твердофазного соединения), показала наличие только максимумов, близких к отражениям а- и Р-фаз. Однако при программном анализе рентгенограммы было установлено, что некоторые максимумы широ-
кие и «стремятся разделиться на части». Поэтому авторы сделали предположение, что на отдельные максимумы а-фазы накладываются максимумы от окисной пленки ТЮ2 (рутил), богатой кислородом, которая имеет тетрагональную решетку с параметрами а = 0.458 нм и с = 0.295 нм [8]. Ряд межплоскостных расстояний в кристаллической решетке а-фазы титанового сплава имеет значения, близкие к межплоскостным расстояниям окисла ТЮ2. Более того, указанные параметры решетки окисла могут изменяться в зависимости от содержания легирующих компонентов в титановом сплаве. Исходные оксидные слои ТЮ2 на поверхностилисто-вых заготовок сохраняются при твердофазной сварке, очевидно, из-за недостаточной активации диффузионных процессов при 750 °С или же недостаточной продолжительности времени сварки. Разделение материала на слои при ударном нагружении происходит в результате разрушения хрупких оксидных слоев, присутствующих на поверхности твердофазного соединения.
¿V
-Ч
• V
га
А:
& - ' ч
V"
б
1.2 м км 11 I
1.2 мкм I-1
Рис. 9. Формирование субзеренной структуры и выделение частиц а2-фазы (П3А) в листах сплава ВТ6 при деформации ударным изгибом, Т = -196 °С: а, б — темнопольные изображения в рефлексе 111 от частиц Т3А при разных углах наклона фольги а = -3.18° (а), -5.83° (б); в — микродифракция, зона [112] а2-фазы
ч
ч
110 XI.
ШщаМ
0 ЛзЛЬ
Деформационную структуру листовых заготовок сплава ВТ6 после разрушения при ударном изгибе слоистых образцов исследовали на фольгах, вырезанных параллельно поверхностям разрушения мелких пакетов в зонах предразрушения. На рис. 7 показан пример структуры в зоне предразрушения слоистого материала при комнатной температуре. На темнопольном изображении в отражении 101а-Т видно, что внутри зерна а-фазы (А) наблюдаются высокая плотность дислокаций р - 3 • 1010 см-2 (рис. 7, б, в), непрерывные (рис. 7, б, в) и дискретные (рис. 7, г) разориентировки кристаллографических плоскостей. Малоугловые субграницы с углом разориентации до ~1° хорошо выявляются в рефлексе 011а-Т на рис. 7, г (указаны белыми стрелками). В межкристаллитных прослойках Р-фазы (область В на рис. 7, д) также наблюдается дислокационное скольжение, хотя прочностные характеристики Р-фазы выше (700-1200 МПа), чем а-фазы (560-700 МПа) [7].
На рис. 8 показаны темнопольные изображения зерна а-фазы в рефлексе 111а при разных углах наклона гониометра. Можно различить также межкристаллит-ную прослойку Р-фазы. В области, очерченной белой окружностью, контур, соответствующий отражающим
плоскостям (111) а-фазы, сохраняет свое положение при наклоне фольги в интервале углов 16°-20.54°. В соответствии с работой [9], можно оценить кривизну отражающих плоскостей %31, уровень внутренних локальных напряжений ст^ в приграничной зоне по формулам
Лфзт Р-Ау
Хэ1 -"
Лt
: G%з\h,
где Лф — величина интервала углов наклона образца в гониометре, при которых наблюдается контур экстинк-ции; Р — угол между вектором действующего отражения и направлением проекции оси наклона гониометра; Лу = 0.5° — угловой размер дифракционного максимума; Лt — толщина фольги; G — модуль сдвига а-фазы титана; h — размер зоны дислокационного заряда, примерно равный половине толщины фольги.
Оценка дает значения %31 = 45 ° мкм-1 и уровень локальных напряжений ст^ = G/15, близкий к теоретической прочности материала. Такое напряжение может легко инициировать как скольжение в соседнем объеме Р-фазы, так и скольжение вдоль поверхности раздела фаз.
На всех изображениях (рис. 7 и 8) вблизи контуров экстинкции можно видеть мелкие частицы а2-фазы раз-
110 м Л4-*
201 .. -таги
V.
^01
110^1
> "
»V ■ V * " - 7
»лСй *
ЧГ
И
V ¿к ж
'.V*
"Л'
350 нм
Рис. 10. Распад материала листов с выделением частиц а2-фазы (Т^А1) и образование орторомбического а"-мартенсита в зоне разрушения листов сплава ВТ6 при Т = -196 °С: а — совместная микродифракция от а-фазы, а2-фазы и а"-мартенсита, зоны [010]
a-Ti, ,Л1' [112]а'-maгt; б — темное поле в совместном рефлексе 001a-Ti и [110]п,л1; е, г — темные пата в рефлексе
111TiзAl от частиц а2-фазы при разных углах наклона фольги в гониометре электронного микроскопа а = 1.1° (а), -3.5° (б), -2.4° (е), -3° (г-е); д — микродифракция к е, наблюдаются тяжи, перпендикулярные габитусной плоскости мартенсита (001)а-Т1; темнопольное изображение пластин а"-мартенсита в рефлексе 110а--тзй
мером до -20 нм, которые свидетельствуют о распаде а-твердого раствора при комнатной температуре деформации.
Деформация слоистого материала при температуре -196 °С отличается тем, что низкая температура и
деформация ударным изгибом инициирует фазовое в^а-превращение и усиливает распад а-фазы в листах сплава ВТ6. Об этом свидетельствуют отсутствие меж-кристаллитных прослоек в-фазы вокруг а-зерен и увеличение размера частиц фазы Т^А! (в отдельных облас-
110а-Т1,а'-та^
# • ^Штшз
V* ,
МОа-Т^-та^ ШТ1ЛЬ '
Рис. 11. Пластины гексагональной а'-мартенситной фазы (а, б) и выделения интерметаллидной фазы ТА13, зона разрушения листов сплава ВТ6 при Т = -196 °С: а, б — темные поля в рефлексе 110 а'-мартенсита при разных углах наклона фольги в гониометре а = 21.8° (а), 24.8° (б); в — темное поле в отражении 101 фазы ^А13; г — микродифракция к а, б, в: зона [001] а-фазы и зона [001] а'-мартенсита параллельна зоне [111] интерметаллидной фазы ТА!3
тях материала они достигали размера -50-150 нм). Субзеренная структура характеризуется значительно большими (до -5°) углами разориентации, чем субструктура, формирующаяся в процессе деформации при комнатной температуре. На рис. 9 в темном поле в рефлексе от частиц а2-фазы при разных углах наклона фольги можно видеть, что отдельные фрагменты в а-зерне раз-ориентированы на углы -2.5°. Это свидетельствует о том, что в условиях низкой подвижности дислокаций при криогенной температуре и высокой скорости деформации значительный вклад в пластическую деформацию связан с фрагментацией кристаллической структуры. Это хорошо согласуется с известными литературными данными, что в условиях больших пластических деформаций фрагментация материала является основным механизмом пластического формоизменения ОЦК-и ГЦК-металлов [10, 11].
Непосредственно в зонах разрушения листов ВТ6 при температуре -196 °С наблюдаются разные структурно-фазовые состояния: усиливается распад а-твер-дого раствора с выделением частиц Т3А1, формируются
пространственно-ориентированные а'- и а"-фазы, появляются пластинчатые выделения интерметаллидной фазы ТА13, имеющей тетрагональную гранецентрирован-ную решетку [12] (рис. 10, 11). Пространственно-ориентированные выделения частиц Т^А1 и ТА13 могут быть связаны с распадом а-твердого раствора в полосах адиабатического сдвига, которые обычно развиваются при ударном нагружении [13].
Эффекты сильно выраженного распада ГПУ кристаллической структуры а-Т на фрактограммах изломов с «тормозящим» трещину расположением поверхностей соединения при ударном нагружении представлены на рис. 12. Наличие по периферии зерен а-Т более высокопрочной Р-фазы вызывает диспергирование нелинейных волн разрушения и формирование на поверхности разрушения динамических ротаций [14]. Распад кристаллической структуры в зонах динамических ротаций на фрактограммах изломов особенно выражен при разрушении сильнонеравновесных материалов механизмом нормального отрыва. Именно такое разрушение происходит в первых мелких пакетах многослойных
образцов на рис. 3. Динамические ротации генерируют неравновесные «вакансии кривизны», которые обусловливают распад равновесной кристаллической структуры и формирование «металлической пены» [15].
Характерно, что «вакансии кривизны» способны растворять фазы и вызывать диффузионные превращения при холодной деформации [16, 17]. С этим явлением авторы связывают эффекты растворения Р-фазы в деформируемом при ударном нагружении многослойном сплаве ВТ6, распада структуры а-Т^ выделения частиц Т^А1 и ^А13 в полосах адиабатического сдвига, возникновение динамических ротаций на поверхностях разрушения.
Как видно из рис. 12, средний размер динамических ротаций зависит от температуры ударного нагружения: он заметно меньше при Т = -196 °С. Это согласуется с результатами измерения шероховатости поверхности разрушения. Показатель шероховатости Ra поверхности разрушения образцов, деформированных при комнатной температуре, составляет 6.27 мкм, а при Г =-196 °С величина Ла =2.31 мкм. Это объясняется различием скорости распространения трещины при различных температурах деформации. При комнатной температуре разрушаются только два мелких пакета листов, а пластически деформированный мелкий пакет листов тормозит распространение трещины. При Т = -196 °С последовательно разрушаются пять мелких пакетов листов и их эффект торможения трещины при разрушении каждого пакета листов значительно меньше. Соответственно, средний размер динамических ротаций и связанная с ними шероховатость поверхности разрушения оказываются меньше при низкой температуре деформации.
Подчеркнем, что все описанные выше результаты хорошо иллюстрируют концепцию [5] механического поведения многослойных образцов с «разветвляющим» и «тормозящим» трещину расположением поверхностей соединения/раздела слоев.
4. Заключение
Слоистый материал представляет собой многоуровневую иерархически организованную систему, в которой, кроме кристаллической 3D подсистемы пластин сплава ВТ6, важную роль играет планарная 2D подсистема, состоящая из поверхностей твердофазного соединения. Именно планарная подсистема контролирует микромеханизмы деформации и разрушения слоистого материала.
Влияние «тормозящего» трещину расположения поверхностей раздела слоев зависит от температуры деформации. При = 20 °С многослойный образец расслаивается на три мелких пакета, при этом один из них деформируется только пластически без разрушения. При = -196 °С образец расслаивается на пять мелких пакетов, которые все последовательно разрушаются. Это определяет более высокую жесткость напряженного состояния при разрушении, низкий коэффициент торможения трещины и, соответственно, более низкую ударную вязкость многослойных образцов при = = -196 °С.
Разрушение слоистых образцов с «тормозящим» трещину расположением поверхностей раздела вызывает развитие в зонах разрушения структурно-фазового распада материала и формирование динамических ротаций. Понижение температуры деформации вызывает измельчение динамических ротаций и уменьшение шероховатости поверхностей разрушения.
В кристаллических подслоях поверхностей разрушения и расслоения происходит фрагментация материала с дискретной разориентацией мезофрагментов. Возникают пространственно-ориентированные выделения микрочастиц Т^А1 и ТА13, которые связываются со структурно-фазовым распадом сплава ВТ6 в полосах адиабатического сдвига.
Работа выполнена в рамках Программы фундаментальных научных исследований государственных акаде-
мий наук на 2013-2020 гг. и при финансовой поддержке проектов РФФИ (№№ 13-01-00403а и 14-01-00789), Президиума РАН №№ 2.2, 8.20, 25.3 и гранта Президента РФ по поддержке ведущих научных школ № НШ-2817.2014.1. При выполнении исследований использовано оборудование ЦКП «Нанотех» ИФПМ СО РАН.
Литература
1. Саитова Л.Р., Семенова И.П., Рааб Г.И., Валиев P.3. Влияние интенсивной пластической деформации на механические свойства и структуру титановых сплавов //Деформация и разрушение. -2005. - № 3. - С. 31-34.
Saitova L.R., Semenova I.P., Raab G.I., Valiev R.Z. Effect of severe plastic deformation on mechanical properties and structure of titanium alloys // Defor. Rasr. - 2005. - No. 3. - P. 31-34.
2. Мухаметрахимов M.X., Лутфуллин Р.Я. Влияние вакуумного отжи-
га на структуру и механические свойства наноструктурированного сплава ВТ6 // Деформация и разрушение. - 2008. - № 10. - С. 3842.
Mukhametrakhimov M.Kh., Lutfullin R.Ya. Effect of vacuum annealing on the structure and mechanical properties of nanostructured alloy BT6 // Defor. Rasr. - 2008. - No. 10. - P. 38-42.
3. Малышева С.П., Мурзинова M.A., Жеребцов С.В., Салищев Г.А. Механические свойства ультрамелкозернистого титанового сплава ВТ6 // Перспективные материалы. - 2011. - Спец. вып. 12. -С. 316-320.
Malysheva S.P., Murzinova M.A., Zherebtsov S.V., Salishchev G.A. Mechanical properties of ultrafine-grained titanium alloy BT6 // Persp. Mat. - 2011. - Spec. Iss. 12. - P. 316-320.
4. Херцбергер Р.В. Деформация и механика разрушения конструкционных материалов. - М.: Металлургия, 1989. - 575 с. Hertzberger R.V. Deformation and Fracture Mechanics of Engineering Materials. - New-York: John Wiley & Sons, 1976.
5. Саркеева A.A., Круглов A.A., Бородин Е.М., Гладковский С.В., Лутфуллин Р.Я. Поведение при ударном нагружении слоистого материала из титанового сплава // Физ. мезомех. - 2012. - Т. 15. -№5.- С. 51-57.
Sarkeeva A.A., Kruglov A.A., Borodin E.M., Gladkovsky S.V., Lutfullin R.Ya. Behavior of a layered Ti-based material under shock loading // Fiz. Mezomekh. - 2012. - V. 15. - No. 5. - P. 51-57.
6. Цвиккер У. Титан и его сплавы. - М.: Металлургия, 1979. - 512 с. Zwicker U. Titan und Titanlegierungen. - Berlin: Springer-Verlag, 1974.
7. Коллингз Е.В. Физическое металловедение титановых сплавов. -М.: Металлургия, 1988. - 223 с.
Collings E.W. The Physical Metallurgy of Titanium Alloys. - Metals Park, OH: American Society for Metals, 1984.
8. Миркин Л.И. Справочник по рентгеноструктурному анализу поли-
кристаллов. - М.: Изд-во физико-математической литературы, 1961. - 863 с.
Mirkin L.I. Handbook of X-ray Diffraction Analysis of Polycrystals. -Moscow: Fizmatgiz, 1961. - 863 p.
9. Коротаев А.Д., Тюменцев A.H., Суховаров Б.Ф. Дисперсионное упрочнение тугоплавких металлов. - М.: Наука, 1989. - 208 с. Korotaev A.D., Sukhovarov V.F., Tyumentsev A.N. Dispersion Hardening of Refractory Metals. - Novosibirsk: Nauka, 1989. - 208 p.
10. Быков B.A., Лихачев B.A., Никонов Ю.А., Сербина Л.Л., Шибало-ва Л.И. Фрагментирование и динамическая рекристаллизация в меди при больших и очень больших деформациях // ФММ. -1978. - Т. 45. - № 1. - С. 163-169.
Bykov V.A., Likhachev V.A., Nikonov Yu.A., Serbina L.L., Shibalova L.I. Fragmentation and dynamic recrystallization in copper at high and extremely high strains // Fiz. Met. Metalloved. - 1978. - V. 45. -No. 1. - P. 163-169.
11. Рыбин B.B. Большие пластические деформации и разрушение металлов. - М.: Металлургия, 1986. - 224 с.
Rybin V.V. Large Plastic Deformation and Fracture of Metals. - Moscow: Metallurgiya, 1986. - 224 p.
12. Курзина И.А., Козлов Э.В., Шаркеев Ю.П., Фортуна С.В., Конева Н.А., Божко И.А., Калашников МП. Нанокристаллические ин-терметаллидные и нитридные структуры, формирующиеся при ионно-плазменном воздействии. - Томск: Изд-во НТЛ, 2008. -324 с.
Kurzina I.A., Kozlov E.V., Sharkeev Yu.P., Fortuna S.V., Koneva N.A., Bozhko I.A., Kalashnikov M.P. Nanocrystalline Intermetallic and Nitride Structures Formed during Ion-Plasma Exposure. - Tomsk: NTL Izd., 2008. - 324 p.
13. Wright T. W. The Physics and Mechanics of Adiabatic Shear Bands. -Cambridge: Cambridge Univ. Press, 2002.
14. Панин B.E. Проблемы пластичности, прочности, усталостной долговечности и механизмы разрушения наноструктурных материалов // Физ. мезомех. - 2014. - Т. 17. - № 6. - С. 5.
Panin V.E. Problems of plasticity, strength, fatigue life and fracture mechanisms of nanostructured materials // Phys. Mesomech. - 2014. -V. 17. - No. 6. - P. 5.
15. Panin V.E., Egorushkin V.E. Fundamental role of local curvature of crystal structure in plastic deformation and fracture of solids // Physical Mesomechanics of Multilevel Systems 2014: AIP Conf. Proc. -2014. - V. 1623. - P. 475-478.
16. Завалишин B.A., Дерягин А.Н., Сагарадзе B.B. Индуцируемое холодной деформацией перераспределение легирующих элементов и изменение магнитных свойств стабильных аустенитных хромо-никелевых сталей. 1. Экспериментальное обнаружение явления // ФММ. - 1993. - Т. 75. - № 2. - С. 90-99.
Zavalishin V.A., Deryagin A.N., Sagaradze V.V. Redistribution of alloying elements and variation of the magnetic properties induced by cold strain in stable austenitic chromium-nickel steels. 1. Experimental observation of the effect // Phys. Met. Metallog. - 1993. - V. 75. -No. 2. - P. 173-179.
17. Сагарадзе B.B. Диффузионные превращения в сталях при холодной деформации // МиТОМ. - 2008. - Т. 639. - № 9. - С. 19-27. Sagaradze V.V. Diffusion transformations in steels due to cold deformation // Met. Sci. Heat Treat. - 2008. - V. 50. - No. 9-10. - P. 422429.
Поступила в редакцию 16.05.2014 г.
Сведения об авторах
Сурикова Наталья Сергеевна, д.ф.-м.н., нс ИФПМ СО РАН, surikova@spti.tsu.ru
Панин Виктор Евгеньевич, д.ф.-м.н., акад. РАН, зав. лаб. ИФПМ СО РАН, зав. каф ТПУ, paninve@ispms.tsc.ru
Деревягина Людмила Сергеевна, д.ф.-м.н., снс ИФПМ СО РАН, lsd@ispms.tsc.ru
Лутфуллин Рамиль Яватович, д.т.н., проф., зав. лаб. ИПСМ РАН, lutram@anrb.ru
Манжина Эркелей Викторовна, магистр. ТПУ, surikova@spti.tsu.ru
Круглов Алексей Анатольевич, к.т.н., доц., снс ИПСМ РАН, alweld@go.ru
Саркеева Айгуль Анваровна, мнс ИПСМ РАН, aigul-05@mail.ru
