CC BY
124
Особенности формирования структуры при больших высокоскоростных деформациях
М.П. Бондарь
Институт гидродинамики им. М.А. Лаврентьева СО РАН, Новосибирск, Россия
Исследованы особенности формирования структуры в Си, Та и Т при больших высокоскоростных деформациях, созданных взрывным коллапсом полых толстостенных цилиндров. Обнаружена потеря устойчивости пластического течения, выраженная в появлении полос локализованного сдвига в Си и Та и полос адиабатического сдвига в Ть Величина потери устойчивости пластического течения е зависит от природы материала и его исходного состояния. В процессе роста деформации происходит самоорганизация полос локализации, определяемая изменением их количества и формы. Полосы локализации структурируют среду на мезообъемы и определяют включение некристаллографического механизма деформации.
1. Введение
Исследования, связанные с формированием структур при больших высокоскоростных пластических деформациях, представляют особый интерес. Это обусловлено тем, что установленные ранее закономерности формирования структур при плосковолновом ударном нагружении, когда величина остаточной деформации не превышает 5%, не выполняются в условиях больших пластических деформаций. Так, в [1] показано, что в структуре медной мишени в местах, примыкающих к поверхности кратера, претерпевших большие пластические деформации при давлении, существенно превосходящем 20 ГПа, деформационных микродвойников не обнаружено. А при плосковолновом ударном нагружении величина давления 20 ГПа являлась критической для перехода к деформированию двой-никованием. Это один из примеров, указывающих на то, что механизмы деформации, выявленные ранее при плосковолновом ударном нагружении, не обнаруживают себя при высокоскоростных больших пластических деформациях. Установлено также, что простой тип уравнения Холла-Петча не удовлетворяет высокоскоростным процессам, сопровождаемым большими
пластическими деформациями [1, 2, 3].
Одной из характерных особенностей структур, формируемых при больших высокоскоростных деформациях, является образование полос локализованного сдвига. Исследованию локализации пластической деформации, созданной динамическими нагружениями, посвящено большое количество работ [3-18]. В [8, 9] непосредст-
венно в эксперименте на стальных образцах определены величины критических деформаций появления локализации деформации и соответствующие им значения полной деформации образцов. Однако в настоящее время нет общего представления о зависимости критических параметров начала локализации (е, е) кр от исходной структуры материалов. Считается [4], что это явление присуще материалам, имеющим высокую твердость. Роль исходной структуры в инициировании процесса локализации деформации признана незначительной [5], и лишь при небольших динамических параметрах нагружения плоскости преимущественной ориентации в предварительно текстурированном материале представляют места зарождения полос локализованного сдвига, перерастающих в трещины [5]. В работе [6] отмечалось, что предварительное упрочнение оказывает влияние на ширину и структуру полос локализованного сдвига, возникающих при последующей высокоскоростной пластической деформации.
В настоящее время также нет общепринятых представлений о механизме зарождения и развития процесса локализации пластической деформации и его зависимости как от природы материала, так и от условий нагружения. Не выявлены связь деформаций на разных структурных уровнях при импульсном воздействии и условия локализации на макроуровне. Это определяет необходимость исследования закономерностей развития структур при больших деформациях и их высоких скоростях и условий, приводящих к появлению неустойчивости течения. Определение условий появления локализации пластической деформации имеет существенное
© Бондарь М.П., 1998
Рис. 1. Схема коллапса толстостенных цилиндров: 1 — детонатор; 2 — взрывчатое вещество; 3 — мягкая сталь; 4 — медь; 5 — тантал или титан
значение как для прогнозирования процессов разрушения, так и для образования прочных связей при создании соединений в твердом состоянии динамическими методами. В [10,11] было показано, что для получения прочного соединения указанными методами требуется локализация пластической деформации в определенной области на контактах.
Исследования по формированию деформационных структур при больших величинах деформаций при высокоскоростных (взрывных) нагружениях, по определению условий появления неустойчивости пластического течения представлены в работах [1-3, 6, 12-18]. В настоящей работе проведено обобщение экспериментальных данных, полученных автором с сотрудниками, и на их основе делается попытка проанализировать закономерности развития деформационных структур при высокоскоростной пластической деформации с позиций мезо-механики[19-21 ].
2. Постановка эксперимента и результаты
Создание больших пластических деформаций при вы-
сокой скорости нагружения осуществлялось при исполь-
зовании метода толстостенного цилиндра, впервые подробно описанного в [3, 22, 23] и схематически представ-
ленного на рис. 1. Коллапс цилиндрической полости осуществляется за счет действия продуктов взрыва при детонации заряда взрывчатого вещества (ВВ), коаксиально расположенного на внешней стороне цилиндра. Направление детонации параллельно оси цилиндра. Толщина стенки медного цилиндра составляла 10 мм, диаметр внутренней полости — 11 мм. Параметры взрывчатого вещества (плотность — 1 г/см3, скорость детонации — 4000 м/с) и его размер (внешний диаметр — 60 мм) тщательно подбирались, чтобы подойти к пределу схлопы-вания вблизи начала струеобразования, где представляющие интерес внутренние слои не вымываются струей, образующейся в процессе цилиндрической кумуляции. Длина рабочей части цилиндра составляла 70 мм, для обеспечения стационарного характера детонации к нему пристыковывались сплошные стальные цилиндры с тем же внешним диаметром и длиной. Для предотвращения затекания продуктов взрыва в стыки между элементами сборки цилиндр помещался в тонкостенную медную трубку.
Большая часть исследований проведена на меди. Медь была выбрана как типичный представитель материала с гидродинамическим поведением при взрывном нагружении и была использована как модельный материал для изучения процессов, обусловливающих получение соединений при сварке взрывом [24-26] и ком-пактировании порошков [27]. Кроме того, в меди впервые обнаружен неожиданный эффект локализации деформации при схлопывании цилиндров, приводящий к системе спиральных трещин [22]. В меди также имеются двойники отжига, по искажению которых можно провести количественное измерение остаточной микродеформации [3, 26].
В качестве базового материала для цилиндров во всех опытах использована медь с размером зерна d = 100— 200 мкм. Цилиндры из других материалов вставлялись внутрь медного базового цилиндра при сохранении начального диаметра полости и отношения массы ВВ к массе цилиндра. Поскольку остальные материалы вставлялись внутрь основного медного цилиндра и отношение массы ВВ к массе такого составного образца выбиралось равным величине в базисном эксперименте с медью, то характерные скорости деформации для всех материалов принимались одинаковыми и соответствовали диапазону 104-105 с 1 [9].
Для исследования брались только центральные части образцов, и поэтому эффектом от распространения ударных волн можно было пренебречь, так как использовались низкоскоростные ВВ (В = 4 км/с).
Использование метода толстостенного цилиндра обусловлено следующими обстоятельствами. Цилиндрическая геометрия позволяет легко вычислить деформацию на континуальном уровне, определить поле деформаций и их скоростей. Таким образом, метод обеспечивает контролируемую величину пластической деформа-
4 8 12 Я, мм
Рис. 2. Изменение деформации по радиусу цилиндра после коллапса
ции в сечении сколлапсированного образца и дает возможность ее сопоставления со структурой. Это является необходимым для выяснения условий (ег, е г) к развития деформационных структур, начала процесса локализации и влияния на него исходной структуры. Толстостенный цилиндр благодаря своей инерции сохраняет симметрию образца как целого и предохраняет ее от значительных искажений из-за неизбежной асимметрии процесса детонации. Большая толщина стенки обеспе-
чивает также значительное превышение скорости детонации, направленной вдоль оси, по отношению к радиальной скорости метания, что позволяет рассматривать в качестве основного движение к центру.
Радиальные составляющие деформации материала цилиндра при цилиндрической симметрии, исходя из условия несжимаемости материала, могут быть вычислены из начального R0 и конечного R положений некоторого его элемента [28]:
Ъ02 - Ъ1 + R 2 R
где Ь0, Ь1 — начальный и конечный внешние радиусы цилиндра. График зависимости е —Я приведен на рис. 2. Средняя скорость деформации, рассчитанная по измеренным величинам скорости поверхности внутренней полости цилиндра и времени его коллапса, составляла 3,5- 104 с-1 [23].
В настоящей работе исследования закономерностей формирования структуры при больших высокоскоростных деформациях проводились на материалах, отличающихся типом кристаллической структуры и теплофизическими характеристиками (Си, А1—г.ц.к., Та—о.ц.к., Т — г.п.у.), величиной размера зерна d (Си: d = 1000, 100 и 30 мкм; А1: d = 1000 мкм; Та: d = 40 и 60 мкм; Тг d = 25 мкм) и степенью дефектности исходной структуры (пред-
Таблица 1
,Л
--1,
(1)
Материал d, мкм Состояние й1, мм* Є текст Є плпд Є трещин ИПЛПД расстояние от центра, 0,5 2-3 мм 4 п трещин
1000 Неупрочн. 0,85 0,26-0,30 0,26-0,30 0,71 8-12 30 15 8-12
Упрочнен. 0,43 0,60-0,70
100 0,36 0,30 -1 1,41 30 40 26 30
Си 60 Неупрочн. 0,30 0,40 1,36 35
Упрочнен. 0,75 0,64 1,71
60 8
5 0,23
2 0,27 1,34 22
0,4 0,26 1,36 35
30 0,05 0,70 - 3 50
Та 45-60 Неупрочн. 1,75 0,60 1,50 35
(диск) Упрочнен. 1,90 1,01 1,60 45
60 (трубка) 1,31 0,65 1,2 1,92 42
25 8 0,17 4
Ті 5 0,15 0,16 44 14
2 0,16 0,19 46 19 20
0 0,16 0,16 20 41 15 25
* Диаметр остаточной полости
Рис. 3. Полоса локализации пластической деформации в крупнозернистом медном цилиндре
варительно упрочненные и неупрочненные образцы). Изучение структуры с помощью оптической и электронной микроскопии, методом рентгеновского анализа, а также измерение микротвердости (Р = 50 г) проводились на шлифах сечений, перпендикулярных оси цилиндров.
Отметим основные характерные особенности, присущие всем материалам. 1. Процесс коллапса характеризуется высокой симметрией в областях, примыкающих к внутренней поверхности, где е > 0,7 (рис. 5).
Рис. 5. Микроструктура сечения медного цилиндра, й = 100 мкм
2. Схлопывание цилиндрической полости сопровождается локализацией деформации, вырождающейся в симметричную систему трещин вблизи центральной части образца для всех исследуемых материалов. Наблюдаются качественно различные типы полос локализации деформации: в одном из типов область локализованного пластического течения развивается в непрерывную трещину (рис. 5, 7), либо трещины воз-
йь.; Ч т ^ %
ь~|Я 0,8 мкм
Рис. 4. Изменение структуры поперек полосы локализации пластической деформации: а — край полосы; б — 10-20 мкм от края полосы; в — центр полосы; г — дифракция от центра полосы
б
Рис. 6. Микроструктура мелкозернистого медного цилиндра после коллапса и изменение микротвердости по его радиусу после отжига (350°С)
никают без заметной предшествующей им локализации деформации (рис. 6), в другом — цепь локальных трещин-пор переходит в непрерывную трещину (рис. 11).
3. Континуальные значения деформации е, предшествующие началу локализованного пластического течения, для исследованных материалов различны (табл. 1). Проведенные исследования позволили также обнаружить характерные особенности для каждого материала.
2.1. Медь
Для исследований использовалась медь вакуумной плавки, имеющая разный размер зерен. После коллапса в крупнозернистых образцах Си (й = 1000 мкм), а также А1, полосы локализации появляются в местах, где континуальное значение деформации достигает 0,26-0,3. Количество полос локализованного сдвига изменяется по сечению: на расстоянии 5 мм от центра их число составляет 10-12, на расстоянии 3,5 мм — 20-30, количество трещин у границы конечной поры — 10-15. Расстояние от центра, равное 3-4 мм, характеризуется резким ростом континуальной деформации е (см. рис. 2).
Величина деформации в полосах локализации, измеренная с помощью двойников в меди [13, 14], отличается
от соседних мест, расположенных на одном расстоянии от центра, более чем на порядок (%). Широкие полосы локализации деформации представляют собой своего рода поворотные пластины внутри зерен (рис. 3). Структура развитых полос, исследованная методом просвечивающей электронной микроскопии, изменяется по ширине: удлиненные ячейки дислокаций у краев полосы (рис. 4, а) переходят в равноосную ячеистую дислокационную структуру (рис. 4, б), а затем — в микрозер-нистую в центре полосы (рис. 4, в, г). Степень разориен-тации между фрагментами структуры в полосах локализации пластической деформации (ПЛПД) увеличивается по мере приближения к центру полосы, а также при приближении самой полосы к центру сколлапсированного цилиндра. Так, в алюминии у начала полосы локализации угол разориентации, определенный методом последовательной рентгеновской съемки, равен 3°, на расстоянии
2 мм от центра коллапса — 5°, в окрестности центра полости наблюдалась поликристалличность структуры. Признаков расплава в ПЛПД не обнаружено. Тип структурных особенностей, появляющихся при коллапсе всех цилиндров, и соответствующие им значения радиальных деформаций приведены в табл. 1.
Рис. 7. Микроструктура Та после коллапса: а — образец-диск; б, в, г — образец-трубка, микроструктура после отжига
В меди с исходным средним размером зерна й = 100 мкм последовательность развития структуры с увеличением е включает следующие стадии: в сечении образца, где е = 0,3, появляется текстура; в месте, соответствующем е = 0,7, текстурирование развито до степени, при которой границы соседних зерен трудно обнаружить оптическим микроскопом (см. рис. 5). В этой текстурированной структуре развиваются полосы локализации пластической деформации, продолжающиеся системой трещин. Следует отметить разное расстояние от центра начала развития текстуры по сечению, определившей ее пилообразную границу. Полосы локализованного сдвига расположены вдоль радиусов развития текстуры. В окрестности центрального отверстия наблюдается рекристаллизованная равноосная микрозер-нистая структура.
В мелкозернистой меди (й = 30 мкм) перед трещино-образованием полос локализации пластической деформации не обнаружено (см. рис. 6). По радиальному сечению структура изменяется в соответствии с ростом деформации следующим образом: в области, где ег < 0,3, структура представляет собой равноосные зерна со средним размером 30 мкм; в области изменения е от 0,3 до 0,7 размер зерен уменьшается до 22 мкм; в области, где е > 0,7, наблюдается текстура, степень которой увеличивается при приближении к центру (см. рис. 6, а). Концы трещин входят в текстурированную структуру, у отверстия центральной полости наблюдается рекристал-
лизованная микрокристаллическая равноосная структура. Данная последовательность в изменении структуры наблюдается во всех медных цилиндрах, у которых исходный размер зерен находился в пределах 30-50 мкм.
На рис. 6, б показан характер изменения микротвердости Н по сечению мелкозернистого образца после коллапса и отжига при 350°С в течение часа. Изменение Н отожженных образцов отражает особенности предшествующего ему деформационного состояния структуры. После коллапса в области микрокристаллической структуры, примыкающей к центру сколлапсированной полости, Н = 70, это соответствует отожженному состоянию меди. В области сильнотекстурированной структуры Н = 140. В объеме материала, где средний размер зерна уменьшается от 30 до 22 мкм, Н =120-130. В части сечения, где є < 0,26, Н изменяется в пределах 100-110.
При рентгеновском исследовании сколлапсирован-ных образцов меди обнаружена текстура, отсутствующая на исходных образцах. Определен тип текстуры: плоскостью осевого сечения цилиндра является плоскость (110), направление к центру — <112>. Это типичная текстура прокатки меди, если плоскость, проведенную через ось цилиндра, связать с плоскостью прокатки. Действительно, максимальные сжимающие напряжения при коллапсе цилиндров направлены перпендикулярно этой плоскости. Установлено также, что на тип текстуры не влияет предварительное упрочнение образцов. Текстура фиксировалась на сечениях всех цилиндров, начиная
240 —~ 200-------
2 Ч 6 6 10 12 В RJ ММ
Рис. 8. Изменение микротвердости по радиусам после схлопывания полых цилиндров: а — титан; б — тантал; е — медь
с 6-7 мм (є = 0,3-0,4) от центра, усиливалась с приближением к центру до 2-3 мм (є = 1,19-0,83) и исчезала у самого центра, где появлялась микрозернистая рекрис-таллизованная структура (см. рис. 5, 6).
2.2. Тантал
Исходные образцы тантала имели форму дисков толщиной 8 мм и трубок с внутренним диаметром 15 мм и толщиной стенки 1,6 мм. Размер зерен в трубках был равен 60 мкм, в дисках наблюдались области с разным размером зерен, равным 45 мкм и 65-73 мкм. В исходном состоянии микротвердость Н трубок и дисков соответствовала 100.
Танталовые диски и трубки были вставлены в медные толстостенные цилиндры таким образом, что они образовывали часть внутренней стенки (см. рис. 1). Структуры сколлапсированных цилиндров приведены на рис. 7 (а — диск, б, е, г — трубка). Исследование деформационной структуры позволило обнаружить следующие особенности: в сколлапсированных трубках наблюдается симметричная картина течения (см. рис. 7, б) с выраженным
удлинением зерен к центру; на расстоянии 3,5 мм от центра (є = 0,65) наблюдаются выделенные плотным расположением полосы сдвиговой деформации в отдельных зернах, образующие в целом сетку, стянутую к центру коллапса. Направление сторон сетки совпадает с направлением максимальных касательных напряжений. При є = 1,2 происходит слияние полос, развитых в отдельных зернах, в макрополосы, распространяющиеся радиально через большое количество зерен к центру, которые при є = 2 переходят в систему трещин. В сколлапсированных образцах-дисках наблюдаются два типа структур пластического течения. В секторах с исходным размером зерен 65-73 мкм характер течения находится в соответствии с пластическим течением в образцах-трубках. Другая деформационная структура образуется в секторах с размером зерен 45 мкм (см. рис. 7, а), в ней макрополос локализации деформации не наблюдается. На расстоянии
3 мм от центра (є ~ 0,6) наблюдаются текстура и признаки «сетки», определенные локализацией деформации на ме-зоуровне; на расстоянии 1,2 мм от центра (є = 1,5) — развитое трещинообразование (см. рис. 7, г).
Рис. 9. Нижние сечения цилиндров титана после коллапса
а, МПа
400
300
200
100
0 0.1 0.3 0.5
Рис. 10. Кривые зависимости а-є: 1 - титан, 2 - медь
На рис. 8 приведен график изменения микротвердости Н по сечению сколлапсированных образцов. Н растет от внешнего края к центру и резко уменьшается у отверстия. Такой характер изменения Н соответствует изменению величины пластической деформации, а также наличию рекристаллизованной отожженной структуры у внутренней полости цилиндра.
Рентгеновское исследование образцов тантала показало, что исходные образцы до коллапса имели текстуру, сформированную при изготовлении заготовок [17]. После коллапса эта текстура сохранилась. Признаков новой текстуры не обнаружено. Ударноволновое упрочнение образцов перед коллапсом также не изменило исходную текстуру.
2.3. Титан
В качестве материала с ГПУ решеткой использован титан. На титане проводилось изучение особенностей формирования деформационной структуры и определение критических параметров появления неустойчивости пластического течения. Кроме того, на титане и меди, для сравнения, проводилось определение зависимости этих характеристик от величины максимальной деформации цилиндров.
В работе использован титан в форме трубок с внешним диаметром 20 мм и внутренним 11 мм. В исходном состоянии Ті имел средний размер зерна d = 25 мкм и микротвердость Н = 220.
Медные цилиндры изготавливались из меди вакуумной плавки, имеющей средний размер зерна 60 мкм.
Титановые трубки вставлялись в базовые медные цилиндры. Максимальная конечная деформация цилиндров на границе полости регулировалась остановкой коллапса стержнями разного диаметра (8, 5 и 2 мм), вставляемыми в центральную полость. Величины максимальной деформации были равны соответственно 0,32; 0,6 и 1,37. Далее
по тексту при обсуждении результатов цилиндры с диаметрами стержней 8; 5; 2 мм и полый цилиндр будем определять цифрами 1—4 соответственно.
Исследование структуры после коллапса, а также измерение микротвердости проводились на шлифах, вырезанных из трех сечений, перпендикулярных оси: верхнего, центрального и нижнего. Верхнее и нижнее сечения находились на расстоянии 30 мм от центрального.
Исследование выбранных сечений сколлапсирован-ных цилиндров Т показало различную их деформацию. Выявлено, что конечные размеры диаметров внутренних полостей в цилиндрах 2-4 неодинаковы, они уменьшаются от верхнего к нижнему сечению, и только величины конечных диаметров нижних сечений всех цилиндров определены диаметрами вставленных стержней. В полом цилиндре в этом сечении осуществляется полный коллапс (рис. 9).
Конусообразная форма полости в схлопнутых цилиндрах 2-4 может быть определена влиянием движения массы верхнего цилиндра, дополняющего основной (см. рис. 1). Это в большой степени определено зависимостью ст-е для титана, приведенной на рис. 10 в сравнении с той же зависимостью для меди. Установлено, что в медных цилиндрах во всех сечениях диаметры внутренних полостей соответствуют диаметрам центральных стержней, в полом цилиндре во всех сечениях произошло полное схлопывание (см. табл. 1). На шлифах сечений, параллельных оси цилиндра, установлено, что течение к центру в меди наблюдается уже на расстоянии 2 мм от границы со стальным цилиндром. В титане, имеющем высокий предел текучести, влияние верхнего стального цилиндра сохраняется на большой части длины основного цилиндра. Не исключено здесь и влияние разных ударных волн в меди и титане, существенно отличающихся значениями плотности и скорости звука (Си — 8,9 г/см3, 3600 м/с; Т — 4,5 г/см3, 4847 м/с).
Все приведенные далее результаты исследований относятся к нижним сечениям титановых цилиндров. Выявленные особенности структуры и соответствующие им величины деформаций приведены в табл. 1.
В сечениях образцов цилиндра 1, имеющих максимальную деформацию у поверхности полости, равную 0,32, структурных признаков локализации пластической деформации не обнаружено.
В изменении микроструктуры по сечениям образцов цилиндров 2-4, независимо от их максимальной деформации (от 0,6 до ~3), имеются общие закономерности. До е = 0,16 зерна сохраняют равноосность, в большинстве из них наблюдаются двойники (см. рис. 11, а). С ростом деформации в зернах появляются полосы скольжения и развивается текстура. При е > 0,16 в некоторых зернах появляются выделенные плотным расположением полосы скольжения, совпадающие с направлением максимальных касательных напряжений (см. рис. 11, б). От полос локализации пластической деформации, на-
б
Рис. 11. Микроструктура образцов титана: а — двойники в зернах; б — прерывистая полоса локализации пластической деформации, переходящая в полосу адиабатического сдвига; е — перекристаллизованная структура у границы полости
блюдаемых в меди (см. рис. 5), они отличаются характерной для них прерывистостью от зерна к зерну. При є = 0,22-0,26 прерывистые ПЛПД переходят в полосы адиабатического сдвига (ПАС) (табл. 1), которые представляют собой полосы микрозернистой структуры с тонким расплавом в центре, местами переходящие в полости-пустоты (см. рис. 11, б). В цилиндрах 3 и 4 описанный характер изменения структуры заканчивается трещинообразованием (см. рис. 9, г). Следует особо подчеркнуть, что в образцах цилиндров 2-4 на
равных расстояниях от центра число полос и картина их распределения одинаковы (рис. 12, табл. 1). На расстоянии 0,5 мм от центра их число равно ~ 20, на 2-3 мм —40-46, на 4 мм — 14-19.
В образцах 1-3 имеются структурные особенности, обусловленные столкновениями внутренней полости с центральными стержнями и появлением при этом тонкой полосы расплава между ними. Тепло, выделенное при соударении, привело к созданию микрозернистой структуры по границам внутренних полостей в слое толщиной
б
Рис. 12. Распределение полос адиабатического сдвига: а — образец с диаметром центрального стержня, равным 2 мм; б — полый цилиндр
50 мкм. Кроме того, к слою микрозернистой структуры в цилиндрах 1-3 примыкают полосы материала, претерпевшего фазовую перекристаллизацию.
Образование слоя перекристаллизованной структуры определило существенную разницу в характере трещинообразования в цилиндрах с центральными стержнями и полом цилиндре (см. рис. 9). Можно предположить, что волны разрежения приходят к внутренним полостям цилиндров 1-3, находящимся при достаточно высокой температуре и, следовательно, в более пластичном состоянии, чем цилиндр 4. Тепловое влияние от столкновения со стержнями приводит к изменению структуры ПАС, наблюдается увеличение их ширины (см. рис. 11, в). Все это уменьшает эффективность ПАС как концентраторов напряжения и предотвращает катастрофическое раскрытие трещин по ним, которое наблюдается в цилиндре 4 (см. рис. 9, г). Кроме этого, не исключена возможность сверхпластичного состояния титана в цилиндрах 1 -3 в момент прихода волн разрежения, определенного фазовым переходом а-в [29]. По толщине расплавов и перекристаллизованных зон в цилиндрах 1 -3 сделаны оценки величин удельной теплоты, выделенной при соударении,
6= С/Ц( - Г!2 ) - То ) +
+ - Го2 ) + с(пл - То) (2)
где с — удельная теплоемкость; f— плотность; г0 — радиус центрального стержня; г1 — расстояние до границы между перекристаллизованным материалом и расплавом; г2 — расстояние от центра границы между состоянием материала, претерпевшим перекристаллизацию и неперекристаллизованным; X — удельная теплота плавления Ті; Тпл , Тп , Т0 — температура плавления, фазовой перекристаллизации и комнатная соответственно.
На рис. 13 приведена графическая зависимость величин удельной теплоты, выделенной при соударении, для всех цилиндров от расстояния границы зоны перекристаллизации в них до центра.
В исходных титановых образцах и в образцах после коллапса выявлена рассеянная текстура, в которой плоскость базиса (1000) совпадает с осевой плоскостью цилиндра.
Основные результаты, полученные при исследовании медных цилиндров, нагруженных по схеме Ті, выражающие структурные особенности и соответствующие их появлению величины деформаций, приведены в табл. 1.
В меди, как и в титане, не обнаружено влияние максимальной деформации цилиндров на критические параметры появления текстуры.
На рис. 8 для сравнения приведены кривые изменения микротвердости по радиусу полых медного, танталового и титанового цилиндров. В титановом цилиндре Н практически не изменяется с ростом деформации. В меди значения Н от периферии к центру растут. Максимальные значения твердости относятся к области текс-турированной структуры.
Таким образом, при однотипном деформировании различных материалов характер формируемых структур отражает особенности механизмов их деформации. По-
0, калі, 25--
15
5
2 3 4 5 Я, мм
Рис. 13. Зависимость удельной теплоты, выделенной у границ полостей при соударении с центральными стержнями, от расстояния до края перекристаллизованной структуры
ведение тантала и особенно меди в процессе коллапса зависит от размера зерна в материале.
Трансформация характера структуры локализации в Си при последовательном уменьшении размера зерна
говорит в пользу того, что в данном диапазоне (е , е г) основную роль играет соотношение процессов на микро- и мезоуровнях. Наличие полос локализации в крупнозернистой меди при е = 0,26 свидетельствует о развитии трансляционной неустойчивости на микроуровне. Структурными признаками этого являются каналы пластического течения, возникающие в результате коллективного движения дислокаций. При выбранных (е, е г) этот тип локализации деформации развивается при отсутствии или замороженности в исходном материале структурных элементов, реализующих ротационную моду деформации, за счет которой поддерживается однородность деформационной структуры по объему Уменьшение размера зерна создает благоприятные условия для зарождения таких элементов и трансляционноротационных деформационных процессов внутри зерен, способствующих однородности деформации (задержка локализации) до больших значений е.
В образцах меди с d = 100 мкм при е = 0,47-0,53 обнаружена развитая текстура; в местах, где е > 0,7, имеются признаки совершенной текстуры, при которой границы между зернами практически не разрешаются оптическим микроскопом. В этой структуре при е ~ 1 зарождаются полосы локализации пластической деформации, которые затем переходят в трещины.
Процесс эволюции структуры в мелкозернистой меди ^ = 30 мкм) показывает, что в области изменений е от 0,26 до 0,7 деформация осуществляется по механизму сверхпластического течения [30] с сохранением равноосной структуры зерен и уменьшением их среднего размера до 22 мкм. При приближении к центру, при е > 0,7, образуется однородно текстурированная структура, в которой заканчиваются радиально распространяющиеся от центра трещины (см. рис. 6).
Полученные результаты эксперимента трудно объяснить на основе классического подхода к описанию деформационного процесса. Так, малый размер зерна в материале в соответствии с уравнением Холла-Петча ст^ = сто + Kyd предполагает большее сопротивле-
ние деформации и большую вероятность включения систем легкого скольжения, определяющих развитие текстуры, а затем и полос локализации сдвиговой деформации. В крупнозернистом материале при большой длине свободного пробега дислокаций процессы текстуриро-вания и локализации деформации должны бы происходить при больших деформациях. Отсутствие признаков неустойчивости пластического течения вплоть до разрушения в материалах с размером зерен меньше 50 мкм и их явное появление в виде ПЛПД при е = 0,26 в крупнозернистой меди, вероятно, обусловлено тем, что при
используемых параметрах нагружения структурным элементом, реализующим ротационную моду деформации и таким образом сохраняющим равноосность структуры, являлось и само зерно размером 30 мкм. Сопротивление поворотам на стыках зерен приводит к выделению тепла, способствующего динамической рекристаллизации. Последнее определяет уменьшение среднего размера зерна от 30 до 22 мкм в пространстве, где 0,26 < є < 0,7. При приближении к поверхности полости поры, при более жестких условиях деформации
(єг > 0,7, рост єГ), наблюдается однородное удлинение зерен по направлению к центру (см. рис. 6). Это указывает на то, что при увеличении скорости деформации зерно размером 30 мкм уже не может являться структурным элементом, реализующим ротационную моду деформации. Так, в [11] показано, что при сварке взрывом медных пластин с мелкозернистой структурой (30 мкм) для получения прочной связи, обусловленной локализацией деформации на контактной границе, необходима большая скорость точки контакта при соударении (1,5 • 107 с-1), чем в случае сварки пластин с крупнозернистой структурой (107 с-1). В приведенном примере скорость точки контакта определяет скорость деформации на контактной границе.
Равноосная микрокристаллическая структура в местах образцов мелкозернистых цилиндров, где є > 3, и в окрестности трещин представляет результат рекристаллизации, явившейся следствием тепловыделения, определенного большой величиной деформации, и происходящей после деформации [17].
Необходимо также отметить разницу в картине тре-щинообразования в образцах с разным размером зерен. В мелкозернистой и среднезернистой меди образование микротрещин наследует картину расположения максимальных сдвиговых напряжений, не связанных с кристаллической структурой. В крупнозернистой меди методом последующей рекристаллизации [31] выявлено, что совпадение картины максимальных сдвиговых напряжений наблюдается только для ПЛПД. При этом обнаружено качественное отличие в геометрии расположения трещин, большинство из которых связано с границами зерен.
Из приведенных результатов очевидно, что влияние размера зерна на начало появления ПЛПД является общим для г.ц.к. и о.ц.к. материалов. Существенное отличие состоит в том, что в о.ц.к. тантале ярко выражено проявление локализации пластической деформации на уровне зерна, чего не наблюдалось в г.ц.к. меди. Поведение тантала с размером зерен 60 мкм можно сравнить с поведением среднезернистой меди при одинаковых условиях нагружения. Деформация, при которой в Та хорошо развита локализация деформации на мезоуровне (є = 0,65) с образованием сетки, соответствует сильноразвитой текстуре в меди. Следует отметить, что трещи-
нообразование начинается при примерно равных значениях е = 1,6.
Можно предположить, что более высокая подвижность дислокаций и их ансамблей в г.ц.к. меди (в сравнении с о.ц.к Та) способствует образованию диссипативных структур для реализации ротационной моды пластической деформации. Это сохраняет однородность деформации в медных зернах размером 100-200 мкм.
Титан отличается от рассмотренных материалов. В титане, имеющем размер зерна 25 мкм, ПЛПД и ПАС появляются при значениях е = 0,16 и 0,22-0,23 соответственно. Этот факт указывает на особенность поведения титана при эквивалентных условиях нагружения с медью и танталом.
В титане, имеющем г.п.у. решетку, скольжение затруднено малым числом систем скольжения. Отмеченная в [32] роль процесса двойникования в осуществлении ротационной моды деформации в наших экспериментах не обнаружилась. Результаты наших исследований показывают, что развитие скольжения в Т происходит избирательно, в наиболее благоприятно ориентированных зернах к направлению приложенных напряжений. Это видно из структуры ПЛПД, отличающейся прерывистостью (см. рис. 11, б).
Показателем затрудненного развития деформационной микроструктуры в Т может служить степень диссипации энергии в образцах при нагружении, которая обычно представляется выражением [2]:
£ = р!) + СС^р, (3)
где Г — геометрический фактор для границ зерен, имеющих среднюю энергию у; d — средний диаметр зерна; С—константа; G—модуль сдвига; Ь — вектор Бюргер-са; р — плотность дислокаций. Очевидно, что при развитии деформационных структур на микроуровне (увеличении плотности дислокаций, развитии блочной структуры и т.д.) степень диссипации энергии должна увеличиваться.
Характер изменения микротвердости по образцам титановых цилиндров (см. рис. 8), определяемый степенью дефектности структуры по сечению, может служить показателем поглощения энергии на микроуровне. Как видно на рис. 8, Н мало изменяется при изменении величины континуальной деформации. Кривые изменения Н, приведенные для Си, Та и Т на рис. 8, наглядно представляют разницу в величинах запасенной энергии этими материалами.
О степени диссипации энергии с ростом значения деформации можно также судить по зависимости удельной теплоты, выделяемой при соударении внутренней стенки цилиндров со стержнями, вставленными в центр, от расстояния до центра (см. рис. 13). Очевидно, что при условии развитой деформации внутри зерен и соответст-
венно поглощения энергии на микроуровне форма кривой, выражающей зависимость 0-Л, должна быть в какой-то степени подобной форме кривой е -Я, приведенной на рис. 2. Это должно следовать также из изменения скорости движения поверхности внутренней полости цилиндров, замедление которой должно определяться уменьшением импульса давления в результате диссипативных процессов. Прямолинейная зависимость е^ в большей степени связана с отсутствием или малым развитием диссипативных структур на микроуровне.
Слабое развитие внутризеренной структуры определяет неустойчивость пластического течения на ранних стадиях деформирования, выраженную в появлении ПЛПД, переходящих в ПАС при небольших континуальных значениях е . Известно [33], что мерой чувствительности к образованию ПАС является величина отношения параметра интенсивности напряжений на микроуровне _ 1/2
К (ст ^ = ст о + К^ ' ) к теплопроводности материала а. Среди исследованных ранее материалов при использовании толстостенных цилиндров [3, 11-18] титан выделяется наибольшей склонностью к образованию ПАС как по величине К, определяемой ст, так и а (Си: ст = 20 МПа, а = 0,94 кал/(см-град-с) [34]; Та: ст8 = 300 МПа [17], а = 0,13 кал/(см-град-с) [34], Тг ст8 = 412 МПа, а = 0,045 кал/(см-град-с) [34]). Появление сдвиговой неустойчивости в титане при малых значениях деформации и высоких ее скоростях было отмечено в [35] при выводе критерия термопластической сдвиговой неустойчивости, в котором теплопроводность связывает характеристические время и длину развития явления неустойчивости.
Аккомодация упругих напряжений в титановых цилиндрах при е . > 0, 16 происходит за счет образования ПЛПД и ПАС, структурирующих среду на мезоблоки [21]. Благодаря меньшему сопротивлению границ блоков (ПАС), деформация в основном осуществляется за счет трансляционно-ротационного движения целых блоков, что отчетливо видно из изменения формы их границ с развитием деформации (см. рис. 12).
3. Влияние предварительного упрочнения на формирование структуры
Медь и тантал перед коллапсом подвергались ударноволновому упрочнению. Образцы меди представляли собой таблетки диаметром 30 и высотой 10 мм, средний размер зерен в образцах был 60 и 1000 мкм. Упрочнение осуществлялось с помощью генератора плоских ударных волн при давлении 30 ГПа [36]. Остаточная деформация не превышала 5 %. Медные цилиндры для высокоскоростной деформации, центральная часть которых состояла из трех предварительно упрочненных таблеток, дополнялись неупрочненным материалом с тем же размером зерен, как и у таблеток. Данный набор образцов позволял наиболее точно выявить роль предваритель-
Рис. 14. Микроструктура крупнозернистой меди после коллапса: а — неупрочненный образец; б — предварительно упрочненный образец
ного упрочнения в формировании деформационной структуры в процессе коллапса.
Предварительное упрочнение танталовых образцов-дисков осуществлялось плоской ударной волной при давлении 45 ГПа.
В табл. 1 приведены значения деформаций е , соответствующие началу появления интенсивного направленного течения в сколлапсированных мелкозернистых
образцах, в которых ПЛПД не наблюдалось. Видно, что однонаправленное течение к центру в предварительно упрочненных образцах меди начинается при несколько больших значениях е . В тантале это выражено в меньшей степени.
В табл. 1 также приведены значения диаметров остаточных внутренних полостей, измеренные по шлифам. Наблюдается разница в их величине для предварительно упрочненных и неупрочненных образцов.
Следует отметить особенности деформации предварительно упрочненных крупнозернистых образцов меди. С одной стороны, начиная с периферии, во всех зернах наблюдаются линии скольжения, которые в зоне интенсивного течения сопровождаются сбросооб-разованием (рис. 14, б). С другой стороны, в образцах, не подвергнутых предварительному упрочнению, развитая деформационная структура наблюдается лишь в полосах локализованного течения и их окрестности (рис. 14, а). Кроме того, крупнозернистые образцы отличаются от мелкозернистых тем, что диаметры конечных полостей в упрочненных образцах меньше, чем в неупрочненных.
Для выявления скрытых неоднородностей структуры проводился отжиг медных образцов после коллапса при температуре 350°С (0,45 Т ) в течение 1 ч. Установлено [10, 31], что существует интервал гомологических температур рекристаллизации, выявляющий области по структурам, соответствующим разным значениям больших деформаций; для меди он соответствует 0,3-0,45. На рис. 15 показана рекристаллизованная структура мелкозернистых образцов, характерной особенностью которой являются полосы, выделенные плотным расположением мелких зерен, соответствующие местам интенсивной деформации в неотожженных образцах. Следовательно, хотя после высокоскоростной деформации в мелкозернистой меди (й = 60 мкм) не было явных при-
Рис. 15. Микроструктура рекристаллизованной мелкозернистой меди
знаков локализации деформации, она подготовлена усиленной деформацией зерен вдоль некоторых полос, что и выявляет процесс рекристаллизации.
Отжиг образцов Та проводился при 1000°С (0,4 Т ). При этом не выявилось локальных неоднородностей, соответствующих особенностям деформационной структуры после коллапса как в предварительно упрочненных, так и в неупрочненных образцах (рис. 7, в). В структуре сечений образцов тантала обнаружено изменение размера зерен от центра (средний размер зерен равен 30 мкм) к периферии, где размер зерен увеличился до 40-50 мкм. Таким образом, изменение размера зерна после рекристаллизации в Та отслеживает только величину деформации.
Для всех исследуемых образцов проводилось измерение микротвердости. Результаты измерений представлены графически на рис. 16. Примечательным для всех кривых является изменение микротвердости в районе 3-4 мм от центрального отверстия. Эти расстояния близки к границе перехода от растягивающих напряжений к сжимающим (3,4 мм) [37] и резкому росту деформации (рис. 2).
Следует особо отметить, что в периферийных областях микротвердости всех упрочненных медных образцов ниже микротвердости ударнонагруженных. Особенно ярко это проявляется в мелкозернистых образцах (рис. 16, а).
В табл. 2 приведены данные по изменению микротвердости образцов после всех видов обработки и оценки степени упрочнения после различных видов нагружения. Разница в характере упрочнения ударнонагруженных танталовых и медных образцов состоит в том, что после коллапса в медных образцах наблюдалось разупрочнение в периферийной области, а в тантале происходит небольшое дополнительное упрочнение.
Методом анализа уширения рентгеновских дифракционных линий изучалось изменение уровня остаточных
микродеформаций кристаллической решетки Да/а (а — параметр решетки) и дисперсность внутризеренной структуры D на образцах цилиндров из мелкозернистой меди и тантала.
Микродеформации связаны в основном с хаотически распределенными дефектами кристаллической решетки, а дисперсность блочной структуры характеризует количество субграниц с разориентировкой, достаточной для того, чтобы соседние области кристалла участвовали в рассеянии некогерентно.
В табл. 3 приведены значения характеристик субструктуры для мелкозернистых образцов меди и тантала после всех типов обработки.
Нагружение плоскими ударными волнами создает уникальную, не встречающуюся в других процессах, структуру с очень высокой плотностью хаотически распределенных дефектов без признаков блочной структуры. Основной эффект последующей высокоскоро ст-ной пластической деформации при коллапсе — создание субграниц и фрагментация внутризеренной структуры (это видно из табл. 3). Размер блоков D уменьшается с ростом деформации (с уменьшением расстояния от центра), т.е. растет количество субграниц, а величина Да/а, характеризующая хаотически распределенные дефекты, уменьшается по сравнению с величиной для ударнонагруженных образцов.
Как медные, так и танталовые образцы после коллапса показывают относительно невысокий уровень остаточных микродеформаций кристаллической решетки (см. табл. 3). Сравнение характеристик блочной структуры меди и тантала показывает, что коллапс предварительно ударнонагруженных образцов дает приблизительно одинаковую фрагментацию субструктуры (D = 0,11-0,15 мкм) в тантале и меди. Такое дисперсирование структуры может оказать влияние на увеличение пространственной однородности высокоскоростной деформации до больших величин е , если принять, что блоки представляют
Таблица 2
Материал Характеристика образцов
Н
к
к
Н'
Н'
Си упрочненный 132 134 121 0 -8 69 93
(крупное зерно) неупрочненный 70 136 112 91 60 79 91
Си упрочненный 144 140 123 0 -15 62 62
(мелкое зерно) неупрочненный 80 131 111 64 39 69 92
Та упрочненный 155 194 175 25 13 - -
неупрочненный 102 160 145 57 43 - -
Примечание: Н0 - микротвердость цилиндров до коллапса; Н1 - микротвердость центральной области (0,5-2 мм) сколлапсированных образцов; Н2 - микротвердость периферийной области сколлапсированных образцов; Кр К2 - коэффициенты упрочнения соответствующих областей сколлапсированных образцов; Н 1 Н - микротвердость тех же областей после отжига.
в
Рис. 16. Микротвердость образцов после коллапса как функция расстояния от центра цилиндра: а — мелкозернистая медь; б —
крупнозернистая медь; в — тантал.--------предварительно упрочненный образец,-----------неупрочненный, -о-о-----предварительно
упрочненный + отжиг, -х-х----неупрочненный + отжиг
собой структурные элементы, реализующие ротационную моду деформации.
Коллапс неупрочненных образцов меди дает примерно вдвое более крупные блоки. В этом случае, как указывалось выше, структурная неоднородность деформации наблюдается при меньших е .
Танталовые упрочненные и неупрочненные образцы имеют одинаковый размер блоков после коллапса, как и несущественную разницу в формируемых структурах.
Следует также отметить, что направление текстуры, определенной в исходных образцах тантала, сохранилось после всех видов нагружения.
Энергетическое состояние образцов, созданное в процессе коллапса и обусловленное особенностями исходной структуры, выявляется в степени их разупрочнения после отжига (см. рис. 16). Наиболее деформированные области всех медных образцов (до 3 мм от центра) рекристаллизовались полностью, и твердость их минимальна. Изменение микротвердости на периферии отличается для мелко- и крупнозернистых образцов.
Структура предварительно упрочненных образцов, внутренняя энергия которых снижена частичной релаксацией напряжений за счет перегруппировки дефектов в процессе последующей высокоскоростной пластической деформации, сопротивляется рекристаллизации. Это особенно видно на примере крупнозернистой меди, где до отжига наиболее отчетливо была видна разница микротвердостей упрочненных и неупрочненных образцов (см. рис. 16, б). После отжига значения микротвердости для всех крупнозернистых образцов остались выше исходных.
Предварительно упрочненные мелкозернистые образцы рекристаллизовались до периферии (см. рис. 15). Микротвердость по всему сечению образца стала меньше исходной (см. рис. 16, а).
Сопоставление изменений величин микротвердости после коллапса и отжига показывает, что развитие субструктуры при последующей высокоскоростной деформации в предварительно упрочненных мелкозернистых образцах происходит в большей степени, чем в крупно-
зернистых. Фрагментация структуры в процессе коллапса, усиленная предварительным нагружением, увеличивает деформируемость мелкозернистого материала, сохраняя при этом однородность деформации до больших ее величин. Повышенная деформируемость материала приводит к росту запасенной энергии, определяемой выражением (3). В данном случае р ~ D (ф — размер блоков), если считать, что дислокации в основном сосредоточены в границах блоков. Следствием увеличения диссипации энергии, при взрывном нагружении, также является ранняя остановка внутренней поверхности полости — большая величина диаметра конечного отверстия (см. табл. 1) — при коллапсе предварительно упрочненных мелкозернистых образцов, по сравнению с не-упрочненными.
Степени разупрочнения при отжиге упрочненных и неупрочненных образцов тантала мало отличаются. Высокая микротвердость вблизи поверхности полости определена микрозернистой структурой.
Приведенные результаты исследования показывают, что состояние материала после плоского ударноволнового нагружения, характеризуемое большой плотностью хаотически распределенных дефектов, является высокоэнергетическим и поэтому неустойчиво. При последующей высокоскоростной пластической деформации происходит перераспределение дефектов—создание более низкоэнергетических дислокационных (блочных) структур. В результате может происходить разупрочнение материала. Это подтверждает наблюдаемое снижение микротвердости в периферийных областях сколлапси-рованных ударнонагруженных образцов меди по сравнению с ее значением до коллапса (см. рис. 16, а, б), которое не может быть связано с термическим разупрочнением ввиду невысокой степени деформации периферийных областей образцов. Увеличение микротвердости во всех образцах в местах, расположенных ближе к центру, обусловлено предельной фрагментацией структуры в условиях максимальных значений деформации и ее скорости.
Сопоставление особенностей деформационной
Таблица 3
Обработка образцов р, мм (Да/а) • 103 ф, мкм р, мм (Да/а) • 103 ф, мкм
Си Та
Ударноволновое нагружение - 1-42 - - 0,94 -
Ударноволновое нагружение 1-3 0,95 0,11 1-3 0,94 0,11
и коллапс > 5 0,35-0,6 0,15-0,18 > 5 0,75 0,15
Коллапс без предварительного 1-3 0,7 0,2 1-3 0.78 0,11
нагружения > 5 0,3-0,6 0,22 > 5 0,45-0,54 0,11-0,15
структуры предварительно упроченных и неупрочнен-ных медных образцов, а именно разницы в величине е , при которой начинается интенсивное направленное к центру течение, свидетельствует о разных степенях развития в них диссипативных структур, реализующих ротационную моду деформации. Дефектная структура, созданная в результате ударноволнового нагружения, определила условия для формирования внутризеренной блочной структуры в процессе последующей пластической деформации. Развитие блочной структуры обусловило однородность деформации в предварительно упрочненных образцах до относительно больших ее значений.
Различие в структуре и упрочнении крупнозернистых упрочненных и неупрочненных образцов меди, как и в изменении конечного диаметра внутреннего отверстия, являющегося показателем деформируемости материала, показывает, что предварительное ударноволновое упрочнение крупнозернистых образцов приближает их поведение при коллапсе к характеру деформации более мелкозернистого материала. Предварительное ударноволновое нагружение и последующая высокоскоростная деформация приводят к формированию дисперсной блочной структуры, определяющей раннее развитие внутризеренной деформационной структуры.
Следует отметить, что создание внутризеренной структуры в предварительно упрочненных мелкозернистых образцах в процессе высокоскоростной деформации связано с дополнительной диссипацией энергии, с одной стороны, определяющей сохранение однородности деформации до больших значений, а с другой стороны, приводящей к более ранней остановке движения поверхности внутренней полости, т. е. к уменьшению общей деформации. В крупнозернистых образцах, благодаря созданию внутризеренной структуры, улучшается их деформируемость. Однако большее значение конечного внутреннего отверстия в неупрочненных образцах по сравнению с упрочненными свидетельствует о разных механизмах деформации, определивших коллапс поры. Ранняя локализация деформации в неупрочненных образцах при малых значениях е привела к структурированию среды на блоки, определяемые в [21] как мезообъе-мы. Коллапс поры в этом случае может осуществляться в основном за счет движения мезообъемов. Предварительное нагружение, приведшее к развитию внутризе-ренной субструктуры в процессе коллапса, обусловило задержку локализации до больших значений е и, таким образом, увеличило деформируемость материала в целом.
Сравнение медных и танталовых цилиндров, схлоп-нутых при одинаковых значениях е и е г, показывает, что тантал отличается меньшей склонностью к созданию диссипативных структур на микроуровне, определяющих однородность деформации на уровне зерна. В зернах тантала появляются полосы локализованного сдвига, при
этом в танталовых цилиндрах после схлопывания сохраняется исходная текстура, т.е. интенсивная деформация не изменяет преимущественной ориентировки зерен. Напротив, в медных образцах создание текстуры при схлопывании свидетельствует о деформационном повороте зерен, т. е. включении ротационной моды на более высоком структурном уровне.
В [38] обсуждаются вопросы устойчивости структур при больших степенях пластической деформации. Показано, что устойчивы лишь структуры, созданные в данном процессе, а старые оказываются неустойчивыми по отношению к новому типу деформации и разрушаются.
Очевидно, что степень проявления структурной неустойчивости при изменении характера внешнего воздействия в меди и тантале разная.
4. Обсуждение результатов и выводы
Все исследованные материалы, подвергнутые высокоскоростному нагружению методом взрывного коллапса полых толстостенных цилиндров, обнаруживают потерю устойчивости пластического течения, сопровождаемую созданием фрагментированной структуры на макроуровне, определяемой как мезоструктура [21].
Критические параметры появления неустойчивости пластической деформации (єг, єг) зависят от способности материала к формированию в процессе деформации диссипативных структур на микроуровне, реализующих ротационную составляющую деформации. Параметры (єг, є г) зависят как от природы материала, так и от степени дефектности его исходной структуры.
Установленная зависимость (єг, є г) от размера зерна d, а также существование некоторого dкр (єг), которое само может реализовать ротационную моду деформации [11], указывает на то, что значения (єг, є г) появления неустойчивости пластического течения определяются некоторым характеристическим параметром времени, зависящим от широкого спектра свойств материалов.
Обнаруженные ПЛПД в крупнозернистых и среднезернистых образцах меди, разделяющие объем сколлап-сированного цилиндра на мезообъемы, не связаны с кристаллической структурой. Их направление на начальной стадии их развития совпадает с направлением максимальных сдвиговых напряжений и отклоняется от него с ростом деформации.
Обнаружена самоорганизация структуры на мезо-уровне на образцах тантала, имеющих размер зерен 60 мкм. Деформация в зернах происходит таким образом, что полосы скольжения в отдельных зернах образуют сетку, формируя мезообъемы, состоящие из нескольких зерен. Начальное направление сторон сетки совпадает с направлением максимальных сдвиговых напряжений. С ростом деформации происходит как уплотнение сторон
сеток, так и изменение их формы (см. рис. 7, в). Последнее может свидетельствовать о том, что деформация реализуется при перемещении целых мезообъемов.
Аккомодация упругой энергии, созданной при взрывном коллапсе титановых цилиндров, происходит за счет образования ПЛПД и ПАС, фрагментирующих структуру на мезообъемы. В процессе самоорганизации деформационной структуры число мезообъемов, так же как и в крупнозернистых медных цилиндрах, изменяется по сечению с изменением величины континуальной деформации (см. табл. 1).
Потеря устойчивости пластической деформации, выраженная в появлении ПЛПД и ПАС и в формировании ими диссипативных структур на макроуровне, определяет появление механизмов деформации некристаллографической природы. Это наглядно представляется как трансформацией формы мезообъемов с ростом деформации, так и особенностями «затекания» материала в полость предварительно упрочненного и неупрочнен-ного крупнозернистых медных цилиндров.
Литература
1. Rivas J.M., QuinonisS.A., GarciaE.P., MurrL.E. Microstructure Evolution Associated with Hypervelocity Impact Craters in OFHC Copper//Proc. of the 1995 Conf. on Metallurgical and Materials Application of Shock-Wave and High-Strain-Rate (EXPLOMET’95). - Elsevier, 1995. - P. 313-323.
2. Ferreyra E., MurrL.E., HorzF. A Preliminary Study of the Effect of Target Microstructure on Thick Copper Plates//Proc. of the 1995 Conf. on Metallurgical and Materials Application of Shock-Wave and High-Strain-Rate (EXPLOMET’95). - Elsevier, 1995. - P. 303-312.
3. Нестеренко В.Ф., Бондарь М.П. Локализация деформации при охлопывании толстостенного цилиндра//ФГВ. - 1994. - № 4. -C. 99-111.
4. Stelly М., DormevalR.. Adiabatic Shearing//Metallurgical Applications of Shock-Wave and High-Strain-Rate Phenomena, ed. by L.E. Murr, K.P. Staundhammer and M.A. Meyers. - New-York: Plenum Press, 1986.-P. 607-632.
5. Shockey D.A. Materials Aspects of the Adiabatic Shear Phenomena// Metallurgical Applications of Shock-Wave and High-Strain-Rate Phenomena, ed. by M. Dekker. - New-York: Plenum Press, 1986. - P. 633-636.
6. MeyersM.A., MeyerL. W, Beatty J. High Strain High-Strain-Rate Deformation of Copper//Shock-Wave and High-Strain-Rate Phenomena in Materials, ed. by M. Dekker. - New-York: Plenum Press, 1992. - P. 529.
7. Rogers H. C., Shastry C. V. Material Factors in Adiabatic Shearing in Steels/ /Shock Wave and High-Strain-Rate Phenomena in Metals, ed. by M.A. Meyers, L.E. Murr. - New York: Plenum Press, 1981. - P. 285.
8. Marchand A., Duffy J. An experimental study of the formation process of adiabatic shear bands in a structural steel//J. Mech. Phys. of Solids. -
1988. - Vol. 36. - № 3. - P. 251-283.
9. Hartley K.A., Duffy J., Hawley R.H. Measurement ofthe temperature profile during shear band formation in steels deforming at high strain rates//J. Mech. Phys. Solids. - 1987. - Vol. 35. - № 3. - P. 283-301.
10. Бондарь М.П., Нестеренко В.Ф. Деформация на контактах и критерии образования соединения при импульсных воздействиях//ФГВ. - 1991.-T. 27.- №3.- C. 103-117.
11. Бондарь М.П. Тип локализации пластической деформации на контактах, определяющий образование прочного соединения//ФГВ. - 1995. -Т. 31.- №5.- С. 122-128.
12. Bondar M.P., Nesterenko V.F. Strain correlation at different structural levels for dynamical loaded hollow copper cylinders//J. de Physique IV. -1991. - October. - P. C3.163-C3.170.
13. Nesterenko V.F., BondarM.P. Investigation of deformation localisation by
the Ithick-walled cylinderl method//Dymat J. - 1994. - Vol. 1. - № 3. -
P. 245-251.
14. Нестеренко В.Ф., Бондарь М.П. Локализация деформации при схлопывании толстостенного цилиндра//ФГВ. - 1994. - Т. 30 - № 4. -С. 99-111.
15. Chen Y.J., LaSalvia J.C., Nesterenko V.F., Meyers M.A., Bondar M.P., Lukyanov Y.L. High-strain, high-strain rate deformation, shear localization and recristallization in tantalum//J. de Physique IV. - 1997. - P. C3.435-C3.446.
16. Bondar M., Lukyanov Y., Teslenko T. The influence of a degree of initial material defects on the strain structure formed in the explosive collapsing thick-wall cylinders//J. de Physique IV.- 1997. - P. C3.481-C3.486.
17. Nesterenko V.F., Meyers M.A., LaSalvia J.C., Bondar M.P., Chen Y.J., Lukyanov Y.L. Shear localization and recrystallization in high-strain, high-strain-rate of tantalium//Mat. Sci. & Eng. - 1997. - A229. - P. 23^41.
18. БондарьМ.П., Тесленко T.C. Влияние степени дефектности исходного материала на деформационную структуру, формируемую при взрывном коллапсе полых толстостенных цилиндров//ФГВ. - 1997. - Т. 33. - № 6.
19.Елсукова Т.Ф., Панин В.Е. Механизм усталостного разрушения поликристаллов на мезоуровне//Изв. вузов. Физика. - 1996. - № 6. -C. 40-57.
20. Панин В.Е. Гриняев Ю.В., Данилов В.И. и др Структурные уровни пластической деформации. - Новосибирск: Наука, 1990. - 255 с.
21. Панин В.Е. Современные проблемы пластичности и прочности твердых тел//Изв. вузов. Физика. - 1998. - Т. 41. - № 1. - С. 7-34.
22.Нестеренко В.Ф., Лазариди А.Н., Першин C.A. Локализация деформации в меди при взрывном обжатии полых цилиндров//ФГВ. -
1989. - Т. 25. - № 4. - С. 4-155.
23. Nesterenko V.F., Bondar M.P, Ershov I.V Instability of plastic flow of dynamic pore collaps//High Pressure Science and Technology. - American Inst. of Phys., 1994. - P. 1173-1176.
24. Бондарь М.П., Оголихин В.М. О пластической деформации в зоне соединения при плакировании взрывом//ФГВ. - 1985. - №2.-С. 147-151.
25. Бондарь М. П. Структурнодеформационные особенности материалов в условиях образования связи при соударениях//Труды 7-го Межд. симпозиума по применению энергии взрыва для производства металлических материалов. - Пардубицы, ЧССР, 1988.
26. Бондарь М.П., Оголихин В.М. Пластическая деформация и образование связи при сварке взрывом медных пластин//ФГВ. - 1988. - № 1.
27. Carrol M.M., Kim K.T., Nesterenko V.F. The effect temperature on viscoplastic pore collapse//J. Appl. Phys. - 1986. -Vol. 6. - № 59. -P. 1962-1967.
28. Ильюшин A.A., ОгибаловП.Р. Упругопластическая деформация полых цилиндров. - М.: Изд.-во МГТУ. - 1960. - 102 с.
29. Кайбышев О.А. Пластичность и сверхпластичность металлов. -М.: Металлургия. - 1975. - 280 с.
30. Chokshi A.H., Meyers M.A. The prospect for superplasticity at high strain rates preliminary considerations and an example//Scr. Met. Mater. - 1990. -№24.- P. 605-610.
31. Yucel Birol J. Plastic zone characterization by recrystallization//J. Mat. Sci. Letters. - 1987. - № 6.
32. Бородянская А.Ю., Котко А.В., Моисеев В.Ф., Моисеева И.В. Формирование дислокационных структур и механические свойства титана в интервале от -196°С до 850°С//Металлофизика и новейшие технологии. - 1997. - Т. 19. - № 4. - С. 50-59.
33. Armstrong R.W., Zerilli F.J. Dislocation mechanics aspects of plastic instability and shear banding//Mechan. of Mat. - 1994. - 17. -P. 319-327.
34. Таблицы1 физических величин: Справочник. - М.: Атомиздат, 1976. -С. 44.
35.Bai Y.L. A Criterion for Thermo-Plastic Shear Instability//Shock Wave and High-Strain-Rate Phenomena in Metals, ed. by M.A. Meyers, L.E. Murr. - New-York: Plenum Press, 1981. - P. 277-284.
36. Дерибас А.А. Физика упрочнения и сварки взрывом. - Новосибирск: Наука, 1972.
37.Mendelson A. Plasticity: Theory and Application. - Malabar: Krieger, 1968.
38. Рыгбин В.В. Большие пластические деформации и разрушение металлов. - М.: Металлургия, 1986. - 224 c.
