CC BY
90
УДК 69.4, 539.376, 539.4.015
Роль локальных наноструктурных состояний в пластической деформации и разрушении твердых тел
В.Е. Панин, В.Е. Егорушкин, А.В. Панин
Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634021, Россия
Дано обоснование концепции физической мезомеханики о том, что в основе нелинейного поведения твердых тел при их пластической деформации и разрушении лежит возникновение в локальных сильнонеравновесных зонах наноструктурных состояний. Их структурные превращения или двухфазный распад определяют неравновесную термодинамику зарождения деформационных дефектов и трещин. Обсуждаются нелинейные волновые механизмы влияния наноструктурных состояний на пластическую деформацию и разрушение твердых тел.
Ключевые слова: пластическая деформация, разрушение, нелинейность, неравновесность, наноструктурные состояния
Role of local nanostructural states in plastic deformation and fracture of solids
V.E. Panin, V.E. Egorushkin, and A.V. Panin
Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS, Tomsk, 634021, Russia
The paper substantiates the concept of physical mesomechanics that the basis for nonlinear behavior of solids under plastic deformation and fracture is the formation of nanostructural states in local highly nonequilibrium zones. Their structural transformations and two-phase decay govern the generation of strain-induced defects and cracks. Nonlinear wave mechanisms of nanostructural states influence on plastic deformation and fracture are discussed.
Keywords: plastic deformation, fracture, nonlinearity, nonequilibrium, nanostructural states
1. Введение
В физической мезомеханике деформируемого твердого тела как нелинейной иерархически организованной системы большое внимание уделяется планарной подсистеме (поверхностные слои и все внутренние границы раздела), в которой нет трансляционной инвариантности и где зарождаются все виды деформационных дефектов [1-5 и др.]. Основы неравновесной термодинамики этих процессов подробно рассмотрены в [6, 7]. Однако микроскопические механизмы локальных структурных превращений и структурно-фазовые процессы зарождения деформационных дефектов в планарной подсистеме остаются пока дискуссионными.
Ключевыми параметрами планарной подсистемы являются: молярный объем, конфигурационный ближний порядок в распределении атомов, флуктуационные полосы в электронно-энергетическом спектре, «шахмат-
ное» распределение растягивающих и сжимающих нормальных и касательных напряжений на границах раздела планарной и кристаллической подсистем. Именно эти параметры определяют степень неравновесности планарной подсистемы, которая определяет ее структурное состояние и характер локальных структурно-фазовых превращений при пластической деформации и разрушении твердых тел.
В работе [5] была концептуально обоснована возможность существования в твердых телах двухфазных наноструктурных состояний в локальных зонах с увеличенным молярным объемом, которые находятся вблизи нуля термодинамического потенциала Гиббса. Их существование определяет специфику поведения наноструктурных материалов. В то же время наноструктурные состояния, по мнению авторов данной работы, могут возникать в планарной подсистеме любых твердых
© Панин В.Е., Егорушкин В.Е., Панин А.В., 2012
тел в полях внешних воздействий. Они могут определять потоки локальных структурных превращений и зарождение деформационных дефектов в планарной подсистеме деформируемого твердого тела. Зарождение трещин и разрушение твердого тела нельзя описать в рамках неравновесной термодинамики без учета возникновения в локальных зонах наноструктурных состояний. Однако этот вопрос до сих пор в литературе не рассматривался. Настоящая работа посвящена обоснованию концепции о принципиально важной роли наноструктурных состояний при любой пластической деформации и разрушении твердых тел.
2. Классификация наноструктурных состояний в неравновесной термодинамике деформируемого твердого тела
Выражение для термодинамического потенциала Гиббса имеет вид:
N
^(V) = и - ТБ + р~о -£цА, (1)
г=1
где и — внутренняя энергия; 51 — энтропия при температуре Т; р — давление; V — молярный объем; ц г- — химический потенциал г-го элемента; е1 — его концентрация.
Если в локальной зоне среды возникает эффективный потенциал U(v, а) другого термодинамического состояния (зародыш другой фазы, двойниковая структура, деформационные дефекты в кристалле и др.), то локальный термодинамический потенциал Гиббса Р^, а) = = Р(о) - и(р, а) будет отражать метастабильность нового локального состояния. На кривой Р^, а) появятся локальные минимумы, соответствующие новым термодинамическим состояниям в рамках исходного кристалла (рис. 1). Для деформируемого твердого тела возникновение локальных минимумов Р^, а) связано с производством энтропии при генерации различных деформационных структур. При пластической деформации неравновесных твердых тел локальные минимумы могут быть связаны с возникновением новых фаз в локальных зонах с увеличенным молярным объемом и сильной кривизной кристаллической структуры, контролируе-
N
мыми слагаемым ^ цг-сг- в выражении для Р^).
г=1
Особый интерес на рис. 1 представляет зона молярных объемов v4 v5 вблизи Р^) = 0, где возникают пред-переходные двухфазные наноструктурные состояния. При V > v5 и Р^) > 0 исчезает термодинамическая стабильность конденсированного состояния, и в таких локальных зонах возникают поры или трещины. Это
Рис. 1. Зависимость термодинамического потенциала Гиббса Р(р) от молярного объема V с учетом локальных зон гидростатического растяжения различного масштаба, в которык возникают дефектные структуры. Области различных состояний: А — гидростатическое сжатие, В — мезо-субструктуры различные структурно-масштабных уровней, Вх — наноразмерные структуры, С — наноструктурные состояния, D — возникновение пористости и разрушения
Рис. 2. Трансмиссионная электронная микроскопия высокого разрешения вещества, извлеченного из пластической зоны царапины; монокристалл апатита, система (10 10)[12 10], нагрузка 0.5 Н [8]
является термодинамической основой зарождения и развития разрушения материала. Другими словами, разрушение следует рассматривать как структурно-фазовый распад деформируемого твердого тела. Однако разрушению должно предшествовать предпереходное состояние в интервале молярных объемов V4 ^ v5, где сосуществуют наноструктурная кристаллическая фаза с Р(V4) < 0 и квазиаморфная фаза с Р(v5) ~ 0. Трещина должна разрушать кристалл не в основном его состоянии с Р(V0), как это рассматривается в механике разрушения, а в наноструктурном состоянии с термодинамическим потенциалом Гиббса Р^4 ^ v5). Эта новая интерпретация разрушения в литературе до сих пор не рассматривалась, хотя экспериментальные данные [8] хорошо подтверждают данную концепцию (рис. 2).
Рассмотрение деформируемого твердого тела как многоуровневой иерархически организованной системы, в которой поверхностные слои и внутренние границы раздела являются самостоятельной планарной подсистемой, открывает широкие возможности проявления наноструктурных состояний в зарождении и развитии пластической деформации. Тонкие поверхностные слои твердых тел представляют собой особое сильно возбужденное состояние [9-12]. Их структура (рис. 3) имеет увеличенный молярный объем, сильно выраженный конфигурационный ближний порядок и в поле внешних сил может формировать двухфазные наноструктурные состояния. Это очень важный механизм зарождения деформационных дефектов в поверхностных слоях нагруженных твердых тел, который требует специального рассмотрения.
В литературе имеется большой экспериментальный материал по развитию полосовых структур и недислокационных механизмов деформации в условиях кручения планарных образцов под большим давлением [1320]. Эти механизмы деформации развиваются в условиях сильнонеравновесных состояний в деформируе-
мом твердом теле. Имеющиеся в литературе теоретические и экспериментальные данные позволяют обосновать важную роль наноструктурных состояний в пластичности и прочности твердых тел.
Ниже представлен анализ собственных результатов и литературных данных по обоснованию роли наноструктурных состояний в пластической деформации и разрушении твердых тел.
3. Возникновение наноструктурных состояний в поверхностных слоях равновесных кристаллов при их пластической деформации
Наноструктурные состояния в поверхностных слоях деформируемого твердого тела в разной форме проявления наблюдали в ряде работ [21-24 и др.]. Однако понимание признаков их аттестации стало возможным только после работы [5], где было представлено термодинамическое обоснование наноструктурных состояний как двухфазного распада кристалла вблизи Р^) = 0.
Рис. 3. Структурные модели поверхности Pt [11 ]: нереконструиро-ванная поверхность (а), модель недостающего ряда (б), модель выпячивания атома (в), модель спаренных рядов (г)
Время х103, с
Рис. 4. Пульсация плотности интерференционных полос в смежных макрополосах локализованной деформации (а-д) и соответствующая пульсация скорости распространения макрополосы вдоль образца (е) [21]
Современные модели [9-12] поверхностного слоя действительно свидетельствуют о сильнонеравновесном состоянии поверхностных слоев равновесного кристалла. Покажем, что в полях внешних воздействий в поверхностных слоях твердых тел возникают нано-
структурные состояния и происходит их структурно-фазовый распад.
На рис. 4 представлена динамика изменения структуры и плотности интерференционных полос наноструктурных состояний в поверхностном слое образца
Рис. 5. Эволюция поля векторов смещений на поверхности плоского образца композиционного материала А1 + 10 % А1203 при растяжении [24]; представлены две последовательные стадии движения полосы локализованной пластической деформации справа налево (а) и слева направо (б)
алюминиевого сплава А2017 при одноосном растяжении [21, 22]. На начальной стадии полоса наноструктурных состояний возникает в состоянии структурнофазового распада. Она состоит из серии светлых и темных интерференционных подполос (рис. 4, а). На следующей стадии в поле приложенного напряжения происходит экструзия материала полосы наноструктурных состояний из поверхностного слоя. Этот процесс вызывает уплотнение полосы распада наноструктурных состояний и проявляется как смещение вдоль оси образца экструдируемой макрополосы (рис. 4, б). Кристаллическая подложка задерживает это перемещение. Плотность полосы возрастает за счет ее экструзии и образования на поверхности складки. Материал экструдированной макрополосы в конце цикла уже не обнаруживает структурного распада. Далее этот цикл периодически повторяется при образовании каждой новой полосы наноструктурных состояний (рис. 4, в, г).
Пульсация градиента плотности интерференционных полос представлена на рис. 4, д. Распространение вдоль поверхностного слоя образца фронта макрополос локализованной деформации сопровождается возникновением скачков на кривой «напряжение - деформация» (рис. 4, е). Такой нелинейный волновой пульсирующий процесс на поверхности плоских образцов алюминиевого сплава при их одноосном растяжении обнаружен также в [22] методом электронной спекл-интер-ферометрии. Теоретический анализ эффекта пульсации ширины полосы сдвига проведен в [22] на основе полевых уравнений мезомеханики. Однако связь данного эффекта пульсации ширины полосы сдвига со структурнофазовым распадом наноструктурных состояний до сих пор в литературе никем не обсуждалась.
Измерение на поверхности полей векторов перемещений в [24] позволило получить важную информацию о природе периодичности процессов в поверхностных слоях деформируемых образцов (рис. 5). Все векторы перемещений на рис. 5 ориентированы вдоль направления тmax. Это свидетельствует о развитии в поверхностных слоях образца при его одноосном растяжении потоков локальных структурных превращений конфигурационного ближнего порядка, представленного на рис. 3. Стесненность этих потоков вследствие взаимодействия с кристаллической подложкой вызывает сначала эффект структурно-фазового распада в полосах наноструктурных состояний, а затем развитие обратимого процесса с образованием экструдированных макрополос локализованной деформации. Последние генерируют макроконцентраторы напряжений, которые вызывают локальные изгибы образца и формирование в его объеме полос сброса. Связанные с полосами сброса скачки на кривой «напряжение - деформация» представлены на рис. 6. По определению, подобный двухуровневый процесс классифицируется как нелинейная
а, МПа
О 4 8 12 16 є,%
Рис. 6. Кривая «напряжение - деформация» композиционного материала А1 + 10 % А1203; растяжение при 273 К и ее фрагмент при большом увеличении [24]
волна. В механике распространения такой волны принципиально важную роль играет осциллирующий механизм структурно-фазового распада в поверхностном слое при образовании полос наноструктурных состояний.
Наряду с этим, при распространении полос наноструктурных состояний вдоль в поверхностном
слое возникают складки, в которых происходит другой тип структурных превращений, которые понижают термодинамический потенциал Гиббса вследствие производства энтропии [25]. Под действием сил поверхностного натяжения складок фрагменты новых структур инжектируются в объем кристалла в виде дислокаций (рис. 7). Генерация в поверхностном слое дислокаций и формирование полос сброса являются релаксационным процессом, который снижает пределы текучести реальных кристаллов, но повышает их пластичность. Подчеркнем, что в основе этих эффектов также лежит развитие в поверхностных слоях деформируемого крис-
Рис. 7. Образование цепочек дислокаций на террасно-ступенчатой поверхности плоского образца дуралюмина; растяжение при Т = = 293 К, 8 = 9.8 %, атомно-силовая микроскопия [25]
Рис. 8. Развитие нелинейных волн экструдированного материала в поверхностных слоях образца стали Ст3, подвергнутого растяжению при 293 К после ультразвуковой обработки и последующего отжига при Т = 1103 К [26]
талла осциллирующего механизма структурно-фазового распада в полосах наноструктурных состояний. В литературе низкие пределы текучести реальных кристаллов принято объяснять подвижностью дислокаций, имеющихся в исходном кристалле. Это объяснение экспериментально не подтверждается.
Особо важное значение имеет связь механизма пульсации распада в полосах наноструктурных состояний в поверхностных слоях с пластичностью твердых тел. В общем случае подавление потоков полос наноструктурных состояний в поверхностных слоях приводит к охрупчиванию материала. Так, технический молибден имеет низкую пластичность вследствие обогащения поверхностного слоя углеродом, который блокирует развитие полос наноструктурных состояний. Ионная имплантация меди в поверхностный слой молибдена толщиной в доли микрометра повышает пластичность Мо до 18 %. Данный эффект следует учитывать при анализе пластичности деформируемых твердых тел.
4. Необратимый структурно-фазовый распад в полосах наноструктурных состояний
Увеличение неравновесности поверхностного слоя деформируемого твердого тела обусловливает возможность развития в нем наноструктурных состояний с необратимым структурно-фазовым распадом [26].
Наиболее эффективный способ повышения неравно-весности поверхностного слоя связан с его наноструктурированием, которое приближает неравновесный термодинамический потенциал Гиббса к нулю. Результат влияния такого наноструктурирования на механизм пластической деформации показан на рис. 8 [26]. Плоский образец малоуглеродистой стали Ст3 с нанострукту-рированным поверхностным слоем, сформированным обработкой ультразвуком и отжигом при Т = 1103 К, при последующем одноосном растяжении проявил необратимый структурно-фазовый распад наноструктурных состояний. Полосы наноструктурных состояний экструдируются в виде двойных спиралей по сопряженным направлениям т^^. Растровая электронная микроскопия полосы наноструктурных состояний выявляет вязкий характер экструзии кристаллических ламелей при их смещении друг относительно друга.
Механизм экструзии был вскрыт в аналогичном эксперименте при растяжении образцов технического титана, у которых поверхностный слой после обработки ультразвуком был наводорожен. Очень низкая сдвиговая устойчивость титана (его энергия дефекта упаковки равна у = 10 мДж/м2), которая при наводораживании снижается еще больше, позволила выявить многоуровневый механизм экструзии ламелей в полосе наноструктурных состояний (рис. 9). Как видно из рис. 9, экструзия макрополосы наноструктурных состояний происходит путем последовательного смещения вдоль направ-
Рис. 9. Волны локализованной пластической деформации в виде двойнык спиралей в поликристалле ВТ1-0, подвергнутом растяжению на є =16 % после предварительной ультразвуковой обработки и наводораживания поверхностного слоя [26]
Рис. 10. Многоуровневая экструзия приграничной зоны стесненной деформации; свинец; N = 104 циклов; х530 [27]
ления ттах ламелей, каждая из которых формируется, в свою очередь, смещением более мелких поперечных ламелей в сопряженном направлении ттах. Такой многоуровневый структурно-фазовый распад наноструктурных состояний, по-видимому, лежит в основе механизма экструзии во всех известных случаях ее проявления. Напомним, что в литературе до сих пор нет ясного представления о механизмах вязкой экструзии материала в поверхностных слоях деформируемого твердого тела, хотя необходимость сильной неравновесности материала в условиях некристаллографического характера экструзии является очевидной.
В структурно-фазовом распаде поверхностных слоев деформируемых твердых тел очень важную роль играет кривизна сильнонеравновесного материала, которая возникает в поле поворотных моментов. Согласно [1 ], в зонах локальной кривизны сильно возрастает энергия электронной подсистемы, неравновесный термодинамический потенциал Гиббса оказывается близким к нулю, и происходит распад кристаллической структуры
Рис. 11. Экструзия-интрузия в зонах стесненной деформации, РЬ + 0.01 % As [27]
Рис. 12. Двухслойный композит А999/А7; толщина алюминиевой фольги А999 к = 170 мкм; N = 4 • 105 циклов; трансмиссионная электронная микроскопия [13]
с чередованием кристаллических и квазиаморфных ламелей. Последние обеспечивают вязкое смещение кристаллических ламелей относительно друг друга.
На рис. 10 представлен пример необратимого структурно-фазового распада в приграничной зоне зерна А поликристалла свинца при его знакопеременном изгибе [27]. При числе циклов N = (1 5) -104 в образце развивается поворот зерна А с возникновением зоны С стесненной приграничной деформации. Материал в этой зоне экструдируется с возникновением сильной кривизны. Механизм экструзии связан с послойным структурнофазовым распадом, при котором кристаллические ламели вязко смещаются друг относительно друга.
Легирование свинца малорастворимым мышьяком, который сегрегирует в границах зерен и приграничных зонах, вызывает структурно-фазовый распад приграничных зон уже при N = 103 циклов знакопеременного изгиба (рис. 11). При этом центральная часть зерна А, в которой практически нет мышьяка, хотя и испытывает сильную кривизну в условиях поворота зерна как целого, проявляет только начальные признаки распада. Это иллюстрирует важную роль неравновесности состояния материала в развитии в нем структурно-фазового распада.
Рис. 13. Искривление и переплетение тонкой волокнистой структуры в наноструктурированныж фазовыж границах, просвечивающая электронная микроскопия: темнопольное изображение субзерен в рефлексе [020] (а); то же место, при большем увеличении, на микродифракции зона [001] (б); отдельный участок наноструктурированной фазовой границы при большем увеличении (в) [13]
Для выявления микромеханизма вязкого течения квазиаморфных прослоек в структурно-фазовом распаде очень важно использовать просвечивающую электронную микроскопию. Поскольку свинец не пропускает электронные пучки, такое исследование было проведено на алюминии [13]. Тонкие фольги высокочистого алюминия А999 толщиной h = 170 мкм были наклеены на плоские образцы технического алюминия А1 и подвергнуты знакопеременному изгибу при Т = 293 К. Фольга А999 деформировалась пластически, технический А1 — упруго. На поверхности фольги развивались сильные эффекты экструзии материала. После различного числа циклов знакопеременного изгиба фольги отклеивали от подложки и их структуру исследовали в просвечивающем электронном микроскопе.
На первой стадии циклического нагружения пластическая деформация фольг осуществлялась дислокационным скольжением. Однако при N >105 циклов в зонах локальной кривизны фольг возникали типичные полосы наноструктурных состояний шириной 200300 нм, внутри которых наблюдался структурно-фазовый распад (рис. 12). Кристаллические и аморфные нанополосы, разделенные промежутками -50 нм, имели очень высокую подвижность и перемещались некристаллографически в градиентных полях внутренних напряжений. В зонах локальной экструзии материала фольг полосы наноструктурных состояний принимали форму, представленную на рис. 13. Это свидетельствует о том, что в сильнонеравновесных материалах локальный структурно-фазовый распад в полосах нанострук-
Рис. 14. Поворот зерна как целого и возникновение на границе зерен АВ углубленной приграничной зоны с образованием в ней квазипе-риодических аккомодационных сдвигов поперек плоскости образца (в виде экструзии мезообъемов внутреннего материала). Композит А999/А7, Т = 293 К [23]
Рис. 15. Полосовая мезосубструктура в тонком (-0.5 мкм) наводоро-женном поверхностном слое плоского поликристаллического образца Ті; знакопеременный изгиб, Т = 293 К; экструдированные складки высокой кривизны на поверхности конгломерата зерен А и мезопо-лосы структурно-фазового распада на поверхности конгломерата зерен В, через который проходит микронадрез координатной сетки [27]
турных состояний является важным механизмом деформации, способным осуществлять вязкое некристаллографическое пластическое течение.
Данный механизм может быть ответственным за известную аномалию поведения уравнения Холла-Петча при размерах зерен в поликристалле, меньших 30 нм. В работе [7] аномалия уравнения Холла-Петча уже свя-
зывалась с аморфным состоянием границ зерен в поликристаллах с d < 30 нм. В свете настоящей работы следует добавить, что структурно-фазовый распад наноструктурных состояний обусловливает не только снижение прочности границ зерен, но и возможность их вязкого течения при сравнительно низких температурах. Это, в частности, проявляется в развитии низкотемператур-
Рис. 16. Формирование полосовык структур на разнык стадиях глубокой холодной прокатки стали Х20АГ20Ф, Т = 293 К, є > 95 %: а — мезополосы как деформационные дефекты мезоуровня, х19 230; б — макрополосы как система сопряженных подполос кристаллических и дефектные фаз, х18 160; в — микродифракционная картина от макрополос; г — фрагментация макрополос в условиях сверхпластического течения, х16000
ной сверхпластичности в материалах с субмикрокрис-таллической или нанокристаллической структурой [2830].
5. Структурно-фазовый распад наноструктурных состояний на внутренних границах раздела в деформируемом твердом теле
Нелинейный волновой характер генерации деформационных дефектов с внутренних границ раздела подробно описан в работах [ 1, 2]. Связь механизма зарождения деформационных дефектов со структурно-фазовым распадом наноструктурных состояний косвенно или непосредственно проявляется в работах [23, 31, 32]. Приведем кратко эти результаты.
На рис. 14 представлена пространственно периодическая экструзия мезообъемов материала границы АВ зерен поликристалла алюминия при его циклическом нагружении [23]. Такая квазивязкая некристаллографическая экструзия возможна только в условиях сильнонеравновесного состояния материала, которая достигается при N > 106 циклов знакопеременного изгиба.
Структурно-фазовый распад, развивающийся на внутренних границах раздела, косвенно проявляется при формировании складчатых структур при знакопеременном изгибе поликристаллов титана с наводорожен-ным поверхностным слоем (рис. 15) [27]. Насыщение поверхностного слоя поликристаллического образца Т водородом создает на его границе раздела с подложкой двухосное напряженно-деформированное состояние. Его частичная релаксация происходит путем самоорганизации упруго-нагруженных зерен подложки в конгломераты, границы которых проявляются в наводорожен-ном поверхностном слое (см. границы конгломератов А и В на рис. 15).
При знакопеременном изгибе такого образца интенсивная пластическая деформация развивается только в наводороженном поверхностном слое, вызывая рост упругих напряжений в подложке. Взаимодействие полей напряжений в поверхностном слое и подложке обуслов-
Рис. 17. Зависимость термодинамического потенциала Гиббса от функции распределения п = /(у) в области наноструктурных состояний
ливает эффекты экструзии материала поверхностного слоя в виде складок высокой кривизны (см. конгломерат А на рис. 15). Однако если через конгломерат поверхностного слоя проходит риска координатной сетки, то экструзии складок высокой кривизны не происходит. В этих зонах поверхностного слоя границы конгломерата генерируют мезополосы структурно-фазового распада (см. конгломерат В на рис. 15). Риска координатной сетки представляет собой микронадрез поверхностного слоя, который эффективно релаксирует напряжения в поверхностном слое, необходимые для экструзии материала складки. Это позволяет зафиксировать первую стадию экструзии складок, связанную со структурнофазовым распадом материала в мезополосах локализованной деформации.
Двухфазность полосовых структур, возникающих в аустенитной высокоазотистой стали Х20АГ20Ф при очень больших степенях холодной прокатки, была подтверждена в [32] структурными исследованиями с использованием просвечивающего электронного микроскопа (рис. 16). На первой стадии прокатки формируется типичная мезополосовая структура (рис. 16, а). Однако при сверхглубоких степенях прокатки возникают макро-
Рис. 18. Локализация пластического течения и разрушения аустенитных дисперсионно-твердеющих сплавов при одноосном растяжении: а — развитие локализованных полос в пластической зоне перед вершиной трещины, х1500; б — продвижение зигзагообразной трещины вдоль полосы локализованного пластического сдвига, х1200
Рис. 19. Нелинейная волна распространения трещины нормального отрыва: схема образца с шевронным надрезом (а); регулярное распределение белых поперечных мезополос на поверхности разрушения образца субмикрокристаллического Т (б) и многослойная субструктура белой ме-зополосы (в), бапобтау уёаёобшау 1ёёбтёиёу [34]
полосы локализованной деформации в виде дефектной фазы. Протяженность макрополос резко возрастает, а на их границах происходит накопление непрерывных и дискретных разориентировок, достигающих десятков градусов (рис. 16, б). Электронограммы от областей внутри полос состоят из системы рефлексов, расположенных парами. Это свидетельствует о двухфазности макрополос (рис. 16, в). Один тип подполос имеет кристаллическую структуру исходного материала с определенной плотностью хаотически распределенных различных деформационных дефектов. Второй тип подполос является самостоятельной дефектной фазой.
При дальнейшем увеличении степени холодной прокатки изогнутые кристаллические подполосы в зонах локальной кривизны испытывают распад, прорастая дефектной фазой (рис. 16, г). Между дефектными подпо-лосами в кристаллических подполосах возникают многочисленные перемычки из дефектной фазы. Наряду с этим, в отдельных зонах прокатываемого материала (указаны стрелкой на рис. 16, г) развивается холодная динамическая рекристаллизация, когда кристаллические подполосы поглощают дефектную фазу. Подобная динамика структурно-фазового распада эффективно ре-
4.2 4.4 4.6 4.8 5.0 ^ мин
Рис. 20. Характер распространения трещины в ходе равномерного одноосного растяжения образца субмикрокристаллического титана ВТ1-0 на стадии падения кривой «напряжение - деформация» [35]
лаксирует концентраторы напряжений, возникающие при сверхглубокой холодной прокатке. Это обусловливает развитие холодной прокатки материала в режиме сверхпластично сти.
Отметим, что эффект холодной рекристаллизации в условиях интенсивной пластической деформации хорошо известен в литературе [19, 20, 29]. Однако он до сих пор не связывался со структурно-фазовым распадом наноструктурных состояний в сильнонеравновесных материалах. Между тем возникновение на границах дефектных макрополос дискретных разориентировок в несколько десятков градусов создает все условия для неравновесной термодинамики обратимого структурнофазового распада и динамической рекристаллизации в наноструктурных материалах вблизи нуля их термодинамического потенциала Гиббса. При этом очень важно, чтобы в деформируемом материале не возникали зоны с молярным объемом у > усг, где происходит термодинамический распад конденсированного состояния и возникают поры и трещины. Связь разрушения с таким структурно-фазовым распадом деформируемого твердого тела рассмотрена ниже.
6. Необратимый структурно-фазовый распад наноструктурных состояний в зоне распространения трещины при разрушении твердого тела
Хорошо известно, что даже при абсолютно хрупком разрушении по берегам трещины обнаруживаются дислокации. Это связано с тем, что в зонах зарождения и распространения трещины возникает структурно-фазовый распад наноструктурных состояний и на первой стадии он генерирует деформационные дефекты.
Теоретический анализ структурно-фазового распада сильнонеравновесных наноструктурных состояний проведен в работе [7]. В его основе лежит зависимость неравновесного термодинамического потенциала Гиббса от функции распределения атомов п = п(у) в области наноструктурных состояний (рис. 17). Из рис. 17 видно,
что структурно-фазовый распад из максимально неравновесного состояния с функцией распределения n0 (v) может происходить по различным звездам [3, 4], которые характеризуются набором локальных минимумов на кривой F(n). Если в ходе распада достигается условие v > v5, где F(v) > 0, то распад обусловливает развитие трещины. Однако до ее зарождения возникают деформационные дефекты в интервале функций распределения п0 + n(v5).
Естественно, что трещина распространяется вдоль пластического сдвига, который приближает состояние материала к структурно-фазовому распаду. На рис. 18 приведен пример развития трещины вдоль зигзагообразной полосы локализованной деформации, которая формируется в материале перед вершиной трещины [16]. Испытания на растяжение аустенитных диспер-сионно-твердеющих сплавов с прерывистым типом распада проводились in situ в колонне высоковольтного микроскопа. Сильная неравновесность деформируемого материала и каналирование пластических сдвигов позволили выявить общность связи локализованного сдвига и распространения трещины со структурно-фазовым распадом наноструктурных состояний.
Распространение трещины есть поворотная мода деформации на макромасштабном уровне. По закону сохранения момента импульса макроповорот должен быть скомпенсирован суммой всех поворотов в иерархии ме-зомасштабных уровней. Данный закон определяется выражением [22, 33]:
N
Е rot = 0, (2)
i=1
где Ii — потоки дефектов на г-м мезоскопическом структурно-масштабном уровне. Формирование потоков Ц есть кинетический процесс, который требует периодической остановки трещины для доведения состояния материала перед вершиной трещины до критического уровня наноструктурных состояний. Дальнейшее распространение трещины будет новым этапом релаксационного процесса, связанного со структурно-фазовым распадом наноструктурных состояний. Другими словами, распространение трещин есть нелинейный волновой процесс.
В общем случае ветвления трещин выявить нелинейный волновой процесс их распространения представляется затруднительным. Однако в работах [34, 35] это удалось убедительно показать. Авторы [34, 35] исследовали образцы технического титана ВТ1-0 с суб-микрокристаллической структурой, которые термодинамически были близки к условию F(v) - 0. В объеме плоского образца толщиной 6 мм был сделан шевронный надрез, который формировал треугольную форму рабочей части нагружаемого образца (рис. 19, а). При одноосном растяжении концов плоского образца в вер-
шине С шевронного образца возникал мощный концентратор напряжений, характеризуемый большой жесткостью напряженного состояния. Он генерировал зарождение в шевронном образце трещины нормального отрыва, которая распространялась вдоль образца с периодическими остановками в виде «белых» поперечных полос на фрактограмме разрушения (рис. 19, б). Растровая электронная микроскопия при большом увеличении показала, что в «белых» поперечных полосах скапливаются тонкие складки материала, испытывающего структурно-фазовый распад в зоне распространения трещины нормального отрыва (рис. 19, в). Очевидно, двухфазная смесь пор и наноструктурного материала способна под действием касательных напряжений на фронте трещины проявлять вязкое течение и скапливаться в виде уплотненных «белых» поперечных полос структурно-фазового распада, которые испытали экструзию на фрактограмме при остановках трещины.
Данный результат качественно подобен обратимому распаду наноструктурных состояний на поверхности образцов, представленному на рис. 4. Как показано выше, при растяжении образцов алюминиевого сплава А2017 на их поверхности спекл-интерферометрия также позволила выявить возникновение структурно-фазового распада. Но он затем обратимо уменьшался с образованием экструдированной макрополосы. Подобный механизм представлен на рис. 19 при распространении трещины, только в более крупном масштабе. Дискретный характер распространения трещины с периодическими остановками показан на рис. 20. Движение трещины соответствует демпфирующему фактору нелинейного волнового процесса при разрушении. Остановка трещины в зоне «белых» поперечных полос характеризует автокаталитический фактор нелинейного волнового процесса. Автокаталитический фактор связан с восстановлением концентратора напряжений, необходимого для возникновения перед вершиной трещины структурно-фазового распада наноструктурных состояний и дальнейшего распространения трещины как релаксационного процесса.
Нелинейные волны разрушения естественно являются кинетическими процессами, зависящими от температуры и скорости нагружения. В рамках феноменологического подхода эти вопросы подробно исследованы в работах ученых санкт-петербургской школы [36-39]. Известные закономерности кинетической природы прочности твердых тел [40] хорошо согласуются с волновой теорией разрушения.
7. Заключение
В основе нелинейного поведения деформируемого твердого тела как многоуровневой иерархически организованной системы лежит возникновение в локальных сильнонеравновесных зонах двухфазных наноструктур-
ных состояний. Их локальные структурные превращения или структурно-фазовый распад на мезомасштаб-ных уровнях определяют зарождение деформационных дефектов всех типов в поверхностных слоях и на внутренних границах раздела, возможность образования новых фаз в локальных зонах с увеличенным молярным объемом и высокой кривизной, возникновение пор и трещин. Разрушение материала развивается как необратимый структурно-фазовый распад наноструктурных состояний на макромасштабном уровне в поле момент-ных напряжений.
Работа поддержана грантами СО РАН №№ Ш.20.1.1 и 72, Президиума РАН №№ 2.2 и 25.3, РФФИ № 10.01. 13300-РТ_оми, ФЦП (госконтракт № 16.513.11.3030), грантом Президента РФ НШ-6116.2012.1.
Литература
1. Панин В.Е., Егорушкин В.Е. Деформируемое твердое тело как нелинейная иерархически организованная система // Физ. мезомех. -
2011. - Т. 14. - № 3. - С. 7-26.
2. Панин В.Е., Егорушкин В.Е., Панин А.В. Эффект каналирования пластических сдвигов и нелинейные волны локализованной пластической деформации и разрушения // Физ. мезомех. - 2010. -Т. 13 - № 5. - С. 7-26.
3. Егорушкин В.Е. Калибровочная динамическая теория дефектов в неоднородно деформируемых средах со структурой. Поведение границы раздела // Изв. вузов. Физика. - 1990. - Т. 33. - № 2. -С. 51-68.
4. Егорушкин В.Е. Динамика пластической деформации. Волны нели-
нейной пластической деформации в твердых телах // Изв. вузов. Физика. - 1992. - Т. 35. - № 4. - С. 19-41.
5. Панин В.Е., Егорушкин В.Е. Наноструктурные состояния в твердых
телах // ФММ. - 2010. - Т. 110. - № 3. - С. 486-496.
6. Панин В.Е., Егорушкин В.Е. Неравновесная термодинамика дефор-
мируемого твердого тела как многоуровневой системы. Корпускулярно-волновой дуализм пластического сдвига // Физ. мезомех. -
2008. - Т. 11. - № 2. - С. 9-30.
7. Панин В.Е., Егорушкин В.Е. Физическая мезомеханика и неравно-
весная термодинамика как методологическая основа наноматериаловедения // Физ. мезомех. - 2009. - Т. 12. - № 4. - С. 7-26.
8. Чайкина М.В. Механохимия природных и синтетических апатитов. - Новосибирск: Изд-во СО РАН, филиал «Гео», 2002. - 218 с.
9. Беленький А.Я. Электронные поверхностные состояния в кристаллах // УФН. - 1981. - Т. 134. - № 1. - С. 125-147.
10. Безрядин С.Н., ВекиловЮ.Х., Вернер В.Д., Самсонова М.В. Электронная структура поверхности металлов // Изв. АН СССР. Сер. физ. - 1982. - Т. 46. - № 7.- С. 1230-1234.
11. Васильев М.А. Структура и динамика поверхности переходных металлов. - Киев: Наукова думка, 1988. - 248 с.
12. ZangwillA. Physics of Surfaces. - Cambridge: Cambridge Univ. Press, 1988. - 536 p.
13. ПанинВ.Е., Сурикова Н.С., Елсукова Т.Ф., ЕгорушкинВ.Е., Почи-валов Ю.И. Наноструктурированные фазовые границы в алюминии при циклической интенсивной пластической деформации // Физ. мезомех. - 2009. - Т. 12. - № 6. - С. 5-15.
14. Тюменцев А.Н., Литовченко И.Ю., Пинжин Ю.П. Новый механизм локализации деформации в аустенитных сталях. 1. Модель неравновесных фазовых (мартенситных) превращений в полях высоких локальных напряжений // ФММ. - 2003. - Т. 90. - № 2. -С. 86-95.
15. ТюменцевА.Н., Дитенберг И.А. Нанодиполи частичных дисклина-ций как носители квазивязкой моды деформации и формирования нанокристаллических структур при интенсивной пластической деформации металлов и сплавов // Физ. мезомех. - 2011. - Т. 14. -№ 3. - С. 55-68.
16. Гребнева В.С., Ермишкин В.А., Красавин Д.Л., Мисевра С.Я., Строкатов Р.Д. Влияние структурных факторов на макро- и микромеханизмы разрушения аустенитных дисперсионно-твердею-щих сплавов с прерывистым типом распада: В 2 сообщ. // Проблемы прочности. - Сообщ. 1. - 1992.- № 10. - С. 23-28; Со-общ. 2. - 1992. - № 11. - С. 46-51.
17. Корзников А.В., Тюменцев А.Н., Дитенберг И.А. О предельных минимальных размерах зерен в наноструктурных металлических материалах, полученных при деформации кручением под давлением // Физ. мезомех. - 2006. - Т. 9. - Спец. вып. - С. 71-74.
18. Синтез и свойства нанокристаллических структурных материалов / Под ред. А.Д. Коротаева. - Томск: Изд-во ТГУ, 2007. - 386 с.
19. Добаткин С.В., Шагалина С.В., Слепцов О.И., Красильников Н.А. Влияние исходного состояния низкоуглеродистых сталей на формирование наноразмерной структуры при пластической деформации кручением с большими степенями и давлением // Металлы. -2006. - Т. 5. - С. 95-104.
20. Dobatkin S.V, Odessky P.D., Shagalina S.V Ultrafine grained low carbon steel processed by severe plastic deformation // Mater. Sci. Forum. - 2008. - V. 584-586. - P. 623-630.
21. Toyooka S., Widiastuti R., Zhang O., Kato H. Dynamic observation of localized strain pulsation generated in the plastic deformation process by electronic speckle pattern interferometry // Jpn. Phys. - 2001. -V. 40. - P. 873-876.
22. Йошида С. Динамика пластической деформации на основе механизмов восстановления и диссипации энергии при пластичности // Физ. мезомех. - 2008. - Т. 11. - № 2. - C. 31-38.
23. ПанинВ.Е., Елсукова Т.Ф., ПопковаЮ.Ф. Каналирование локальных структурных превращений в поверхностных слоях поликристаллов при циклическом нагружении знакопеременным изгибом // Физ. мезомех. - 2010. - Т. 13. - № 4. - С. 5-14.
24. Дерюгин Е.Е., Панин В.Е., Шмаудер 3., Стороженко И.В. Эффекты локализации деформации в композитах на основе Al c включениями Al2O3 // Физ. мезомех. - 2001. - Т. 4. - № 3. - С. 35-47.
25. Кузнецов П.В., Панин В.Е. Прямое наблюдение потоков дефектов и субмикронной локализации деформации на поверхности дур-алюмина при помощи сканирующего туннельного и атомного силового микроскопов // Физ. мезомех. - 2000. - Т. 3. - № 2. - С. 9197.
26. Панин А.В. Нелинейные волны локализованного пластического течения в наноструктурированных поверхностных слоях твердых тел и тонких пленках // Физ. мезомех. - 2005. - Т. 8. - № 3. -С. 5-17.
27. Кузина О.Ю., Елсукова Т.Ф., Панин В.Е. Мезоскопические структурные уровни деформации в поверхностных слоях и характер усталостного разрушения поликристаллов при знакопеременном изгибе. Часть II. Многоуровневый подход // Физ. мезомех. - 2005. -Т. 8. - № 4. - С. 13-26.
28. КолобовЮ.Р., Валиев Р3., Грабовецкая Г.П. и др. Зернограничная диффузия и свойства наноструктурных материалов // Под ред. Ю.Р. Колобова, Р.З. Валиева. - Новосибирск: Наука, 2001. - 212 с.
29. Андриевский РА., Глезер А.М. Прочность наноструктур // УФН. -
2009. - Т. 179. - № 4. - С. 337-358.
30. Валиев Р.3., Александров И.В. Объемные наноструктурные материалы. - М.: ИКЦ Академкнига, 2007. - 400 с.
31. Панин В.Е., Панин А.В., Моисеенко Д.Д., Елсукова Т.Ф., Кузина О.Ю., Максимов П.В. Эффект «шахматной доски» в распределении напряжений на интерфейсах в нагруженном твердом теле // Докл. РАН. - 2006. - Т. 409. - № 5. - С. 606-610.
32. Панин В.Е., Строкатов РД. Динамика мезоскопической структуры и сверхпластичность аустенитных сплавов // Физическая ме-
зомеханика и компьютерное конструирование материалов / Под ред. В.Е. Панина. - Новосибирск: Наука, 1995. - С. 208-240.
33. Панин В.Е. Физические основы мезомеханики среды со структурой // Изв. вузов. Физика. - 1992. - Т. 35. - № 4. - С. 5-18.
34. Panin V.E. Fracture Mesomechanics of a Solid as a Nonlinear Hierarchically Organized System [Электронный ресурс] // Proc. Eur. Conf. Fracture 19, Kazan, Russia, 2012. - Kazan: Kazan Sci. Center RAS,
2012. - CD-ROM.
35. Дерюгин Е.Е., Панин В.Е., Деревягина Л.С., Суворов Б.И. Критерии трещиностойкости малоразмерных образцов с ультрамелко-зернистой структурой // Физ. мезомех. - 2012. - Т. 15. - № 6 (в печати).
36. Zhurkov S.N. Kinetic concept of the strength of solids // Int. J. Fracture. - 1965. - V. 1 - P. 311-312.
37. Журков С.Н., Санфирова Т.П. Изучение временной и температурной зависимости прочности // ФТТ. - 1960. - Т. 2. - № 6. - С. 10331039.
38. Регель В.Р., Слуцкер А.И., Томашевский Э.Е. Кинетическая природа прочности твердых тел. - М.: Наука, 1974. - 560 с.
39. ПетровЮ.В., ГруздковА.А., БратовВ.А. Структурно-временная теория разрушения как процесса, протекающего на разнык масштабных уровнях // Физ. мезомех. - 2012. - Т. 15. - № 2. - С. 15 -
21.
40. Ботвина Л.Р. Разрушение. Кинетика, механизмы, общие закономерности. - М.: Наука, 2008. - 334 с.
Поступила в редакцию 20.02.2012 г.
Сведения об авторах
Панин Виктор Евгеньевич, д.ф.-м.н., академик РАН, научн. рук. ИФПМ СО РАН, paninve@ispms.tsc.ru Егорушкин Валерий Ефимович, д.ф.-м.н., проф., внс ИФПМ СО РАН, root@ispms.tomsk.ru Панин Алексей Викторович, д.ф.-м.н., доц., зав. лаб. ИФПМ СО РАН, pav@ispms.tsc.ru
