CC BY
101
УДК 539.89 : 539.4.015.1
Влияние плотности дислокаций на сопротивление высокоскоростной деформации и разрушению в меди М1 и аустенитной нержавеющей стали
С.В. Разоренов1,2, Г.В. Гаркушин1,2, Е.Г. Астафурова3, В.А. Москвина3,4, О.Н. Игнатова5, А.Н. Малышев5, М.И. Ткаченко5
1 Институт проблем химической физики РАН, Черноголовка, 142432, Россия 2 Национальный исследовательский Томский государственный университет, Томск, 634050, Россия
3 Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634055, Россия 4 Национальный исследовательский Томский политехнический университет, Томск, 634050, Россия 5 РФЯЦ ВНИИ экспериментальной физики, Саров, 607188, Россия
Путем анализа полных волновых профилей в работе установлена связь между динамическими прочностными свойствами и плотностью дислокаций в материалах с ГЦК кристаллической решеткой — аустенитной нержавеющей стали 03Х17Н14М3 и меди М1 — при ударно-волновом нагружении. При постоянном размере зерна в исследуемых материалах динамический предел текучести и откольная прочность возрастают с увеличением плотности дислокаций. Зависимость динамического предела упругости от плотности дислокаций для исследуемых материалов удовлетворительно описывается соотношением Тейлора aHEL = aMGbp1/2. На основе экспериментальных данных рассчитаны значения геометрического фактора a: a = 0.21 для стали, a = 0.30 и 0.44 для меди М1 с размером зерна 110 и 20 мкм соответственно. Для поликристаллов меди с размером зерна 110 и 20 мкм экспериментально показано, что при близкой плотности дислокаций динамический предел текучести возрастает с уменьшением размера зерна. Установлено, что для аустенитной нержавеющей стали с увеличением динамического предела упругости (плотности дислокаций) возрастает ширина пластической ударной волны, т.е. увеличивается вязкость материала. В поликристаллах меди ширина пластической зоны не зависит от плотности дислокаций и размера зерна. С увеличением плотности дислокаций откольная прочность стали возрастает на величину, близкую к величине прироста динамического предела текучести.
Ключевые слова: аустенитная сталь, медь, плотность дислокаций, ударно-волновое нагружение, динамический предел текучести, откольное разрушение
Effect of dislocation density on the high-rate deformation and fracture resistance of copper Ml and austenitic stainless steel
S.V. Razorenov1,2, G.V. Garkushin1,2, E.G. Astafurova3, V.A. Moskvina3,4, O.N. Ignatova5, A.N. Malyshev5, and M.I. Tkachenko5
1 Institute of Problems of Chemical Physics RAS, Chernogolovka, 142432, Russia 2 National Research Tomsk State University, Tomsk, 634050, Russia 3 Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS, Tomsk, 634055, Russia 4 National Research Tomsk Polytechnic University, Tomsk, 634050, Russia 5 Russian Federal Nuclear Center, All-Russian Research Institute of Experimental Physics, Sarov, 607188, Russia
Full wave profiles have been analyzed to establish a relationship between the dynamic strength properties and dislocation density in fcc materials, such as austenitic stainless steel 03Cr17Ni14Mo3 and copper M1, under shock wave loading. The dynamic yield strength and spall strength of these materials with a constant grain size increase with increasing dislocation density. The dependence of the dynamic yield strength on the dislocation density for the studied materials is satisfactorily described by the Taylor relation aHEL=aMGbp1/2. Based on the experimental data, the geometric factor a is calculated: a = 0.21 for steel, a = 0.30 and a = 0.44 for copper M1 with a grain size of 110 and 20 (xm, respectively. It has been shown experimentally for copper polycrystals with a grain size of 110 and 20 (xm that the dynamic yield strength at a similar dislocation density increases with grain size reduction. For austenitic stainless steel, the width of the plastic shock wave increases with increasing dynamic yield strength (dislocation density), i.e., the material ductility increases. The plastic zone width in copper polycrystals is independent of the dislocation density and grain size. As the dislocation density increases, the spall strength of steel increases by almost the same amount as the dynamic yield strength.
Keywords: austenitic steel, copper, dislocation density, shock wave loading, dynamic yield strength, spall fracture
© Разоренов C.B., Гаркушин Г.В., Астафурова Е.Г., Москвина В.А., Игнатова О.Н., Малышев А.Н., Ткаченко М.И., 2017
1. Введение
Прочностные характеристики поликристаллических металлов и сплавов определяются не только схемой и параметрами нагружения, но также сильно зависят от характеристик микроструктуры — среднего размера зерен, фазового состава, плотности дислокаций и др. Взаимосвязь механических свойств и микроструктурных параметров металлических материалов как многоуровневых иерархически организованных систем подчиняется ряду концепций и законов, предсказанных теоретически и установленных эмпирически. Так, зависимость прочностных свойств материала от размера зерна в большинстве случаев соответствует закону Холла-Петча [1-3], а для описания взаимосвязи плотности дислокаций и напряжений течения металлов используют соотношение Тейлора [4].
Изменение размера зерна в поликристаллических металлах может происходить как под действием различного рода термической обработки (закалки, отжига и т.д.), так и при их деформировании. Многочисленные измерения показали, что при статических нагрузках прочностные характеристики материалов могут увеличиваться в несколько раз при уменьшении размеров зерен. Особенно это актуально для ультрамелкозернистых и наноструктурных металлов и сплавов [5, 6], и для таких материалов авторы описывают отклонения от соотношения Холла-Петча при достижении размера зерна менее 100 нм [7]. При динамических нагрузках, когда скорости деформирования составляют 104 с-1 и выше, такого сильного влияния размера зерна, как при статических испытаниях, на динамические прочностные свойства не наблюдали [8-10], т.е. и в случае высокоскоростной деформации происходит нарушение традиционных закономерностей зернограничного упрочнения металлов и сплавов, присущих материалам при статических испытаниях. Авторы работы [11] отмечали, что для описания многоуровневых иерархически организованных систем, деформационное поведение которых не удается описать в рамках традиционных подходов, необходим новый подход, и установили ряд факторов, которые позволяют описать механизмы деформации и разрушения таких систем. В случае высокоскоростного нагружения для их полного описания, несомненно, необходимы дополнительные экспериментальные исследования по влиянию структурных параметров металлических систем на параметры макроскопического отклика.
Следует отметить, что в подавляющем большинстве исследований влияния структурных изменений на со-
Элементный состав
противление поликристаллических металлов высокоскоростному деформированию и разрушению при ударно-волновом нагружении не принимали во внимание изменение такого важного структурного параметра, как плотность дислокаций. Это происходит в силу сложившегося мнения о том, что при динамических испытаниях эволюция дислокационной подсистемы происходит настолько быстро, что выявить ее влияние методически сложно. Тем не менее в работе [12] показано, что увеличение плотности дислокаций на полтора порядка с увеличением давления импульсной нагрузки в алюминии ведет к увеличению его предела текучести в 30-50 раз по сравнению с алюминием в отожженном состоянии.
С целью изучения влияния предварительной деформации и связанной с ней плотности дислокаций на динамический предел упругости и откольную прочность в данной работе была выполнена серия ударно-волновых экспериментов с металлическими образцами с ГЦК кристаллической решеткой — коррозионно-стойкой хромоникельмолибденовой стали 03Х17Н14М3 и технически чистой меди М1. Измерения основываются на том факте, что структура волн и динамика волновых взаимодействий определяются процессами упругоплас-тического деформирования и разрушения в материале [13, 14]. В проведенных экспериментах с образцами стали 03Х17Н14М3 и меди М1, имеющих различную плотность дислокаций после специальной обработки, в процессе их ударно-волнового нагружения регистрировали профили скорости свободной поверхности образцов (зависимости скорости поверхности от времени), из анализа которых определяли динамический предел упругости и динамическую (откольную) прочность.
2. Материалы и методы исследования
2.1. Аустенитная сталь 03Х17Н14М3
Химический состав аустенитной нержавеющей стали 03Х17Н14М3 приведен в табл. 1. Исходные заготовки стали размерами 10 х15х15 мм3 прессовали при комнатной температуре до степени осадки е = 40 % (е = = -где \ и ^ — высота образца до и после деформации соответственно). Пластическую деформацию (осадку) образцов осуществляли с использованием пресса гидравлического ИП-2000. Деформированные заготовки выдерживали при температуре 1050 °С в течение 4 ч и закаливали в воду. После закалки стальные образцы имели аустенитную структуру со средним размером зерна 70 мкм. Средний размер зерен рассчиты-
Таблица 1
стали 03Х17Н14М3
Элемент Cr Ni Mo W Mn C Cu Si V Nb Ti Fe
Содержание, мас. % 16.90 13.30 2.70 0.02 1.70 0.01 0.02 0.60 0.05 0.03 < 0.01 ост.
Таблица 2
Параметры осадки образцов стали 03Х17Н14М3 и соответствующие им величины твердости и плотности дислокаций
Обработка I II III IV V
Степень осадки при 300 °С, % - 5 17 40 55
Твердость HRF 101 107 113 116 117
Плотность дислокаций, 109 cм-2 2.6±0.5 5.3±0.2 12.0±2.0 120±20 520±30
вали методом секущих по оптическим изображениям, полученным с использованием микроскопа Альтами МЕТ 1С. Измеренная акустическим методом сквозного прозвучивания продольная скорость звука в них составила 5.11 км/с, измеренная плотность равна 7.75 г/см3. Значения твердости по Роквеллу определяли на установке ТН-300 с использованием стального индентора диаметром 1.6 мм, силой 60 кгс (588.399 Н) и выдержкой 3 с.
С целью формирования образцов с разной плотностью дислокаций при сохранении размера зерна стальных образцов постоянным заготовки с крупнокристаллической структурой осаживали при температуре 300 °С до разных степеней деформации. Осадка привела к формированию развитой дислокационной структуры в образцах, распределение дислокаций было однородным, без образования ячеек. Механические двойники в структуре стали не наблюдали. Величины степени осадки и экспериментально определенные значения твердости и плотности дислокаций приведены в табл. 2.
Структурные исследования проводили с использованием просвечивающего электронного микроскопа JEM 2100 при ускоряющем напряжении 200 кВ. Образцы в виде дисков диаметром ~3 мм утоняли механической шлифовкой до 100-150 мкм, а затем струйной полировкой в охлажденном электролите (95 % ледяной уксусной кислоты (CH3COOH) + 5 % хлорной кислоты (H3ClO4)) до получения тонких участков, пригодных для электронно-микроскопического анализа. Плотность дислокаций определяли стандартным способом, подробно изложенным в [15].
2.2. Медь М1
Элементный состав меди М1 представлен в табл. 3. Исходные медные образцы имели средний размер зерна 110 мкм. Образцы со средним размером зерна 20 мкм были получены из исходных образцов после интенсивной пластической деформации методом всесторонней ковки [16].
Элементный
Плотность исходных образцов меди измеряли методом гидростатического взвешивания, ее значение составляет p0 = 8.92 ± 0.01 г/см3. Продольная скорость звука cl в исходных образцах меди, измеренная на приборе для измерения скорости акустических волн в твердых телах, составляла 4.63 км/с. Твердость медных образцов измеряли аналогично стальным, она составляет 29 HRF для образцов с размером зерна 110 мкм и 55-60 HRF для мелкозернистых образцов.
В отличие от стальных образцов, для формирования различной внутренней структуры в меди проведено два эксперимента по их динамическому (ударному) деформированию, в которых медный ударник диаметром 75 мм и толщиной 2 мм разгонялся сжатым воздухом в пневматической установке до скорости ~470 ± 50 м/с и налетал на «пакет» из медных образцов (два образца с различным размером зерна), запрессованных в медную обойму диаметром 95 мм, высотой 4.5 мм. Образцы представляли собой цилиндры диаметром 14 мм, высотой 4.5 мм. Для сохранения образцов под «пакетом» располагалась медная подложка толщиной 10 мм. Таким методом было получено 4 нагруженных образца (два образца с размером зерна 110 мкм и два с размером зерна 20 мкм). Расчетное давление ударного сжатия образцов составило ~10 ГПа, а расчетные растягивающие напряжения составляли менее 0.5 ГПа, что ниже критических напряжений, необходимых для образования по-врежденности.
После ударных экспериментов сохраненные образцы разрезали и проводили исследования микроструктуры, включая измерения плотности дислокаций. Исследования микроструктуры проводили на металлографическом микроскопе AXIOVERT MAT. Для анализа субструктуры выполняли рентгенографическую съемку образцов на дифрактометре Shimadzu XRD-7000. Плотность дислокаций определяли путем сравнения с эталонным образцом, плотность дислокаций в котором находится на уровне 108 см-2. Эталон получен путем отжига 20-микронной меди при температуре 360 °С в течение 2 ч. Этого уровня плотности дислокаций достаточно
Таблица 3
состав меди М1
Элемент Cu Bi Fe Ni Zn Sn Sb As Pb S O
Содержание, мас. % 99.900 0.001 0.005 0.002 0.004 0.002 0.002 0.002 0.005 0.004 0.050
Таблица 4
Параметры исследуемых образцов меди М1
Обработка
I
III
IV
V
VI
Размер зерна, мкм
110
20
Состояние образца
Исходное
После УВ нагружения (W = 470 м/с)
После УВ нагружения (^уд= 475 м/с) и отжига 430 °C, 30 мин
Исходное
После УВ нагружения (W = 470 м/с)
После УВ нагружения (^уд= 475 м/с) и отжига 300 °C, 30 мин
Плотность дислокаций, 1010 см-2
0.050±0.004
16.12± 1.29
0.90±0.12
0.050±0.004
19.48± 1.56
0.85±0.11
для проведения сравнительных измерений, достичь меньшей плотности дислокаций отжигом невозможно. Далее все образцы (с размером зерна 20 и 110 мкм) отжигали, размер зерна при этом оставался неизменным. Характеристики исходных образцов и образцов после ударно-волнового (УВ) нагружения и отжига приведены в табл. 4.
Для проведения ударно-волновых экспериментов из медных и стальных заготовок с разной плотностью дислокаций электроэрозионным способом вырезали образцы толщиной 2.0-2.4 мм. Во всех случаях образцы для проведения испытаний представляли собой плоские пластины прямоугольной формы с отношением толщины к линейному размеру не менее 1/6. Такое соотношение обеспечивало одномерность исследуемого процесса в течение всего времени измерений. Импульсы ударного сжатия в исследуемых образцах генерировали ударом плоской алюминиевой пластины толщиной ~0.9 мм, разогнанной до скорости 660 ± 30 м/с с помощью взрывных метательных устройств [14], через алюминиевые экраны толщиной 1.8-2.0 мм. Во всех экспериментах регистрировали скорость движения свободной тыльной поверхности образца как функцию времени ufs (t) (профиль скорости) в процессе выхода на нее импульса ударного сжатия. Динамический предел упругости и критические напряжения при откольном разрушении (откольную прочность) определяли из анализа полных волновых профилей, для регистрации которых использовали лазерный доплеровский интерферометрический измеритель скорости VISAR с наносекундным временным разрешением [17].
3. Результаты исследования и их обсуждение
3.1. Аустенитная нержавеющая сталь
На рис. 1 представлены профили скорости свободной поверхности ufs(t), полученные в экспериментах по ударно-волновому нагружению образцов аустенит-ной стали. Максимальное давление в ударной волне
сжатия в образцах не превышало 8 ГПа. Скорость деформирования в волне разгрузки перед разрушением варьировалась в пределах (1.2 ^ 1.7) • 105 с-1. Под скоростью деформирования здесь понимаем скорость расширения вещества в волне разрежения, определяемую как V/V = -щ8Т/(2съ), где й^х — измеренная скорость спада скорости свободной поверхности испытуемого образца в разгрузочной части импульса ударного сжатия перед фронтом откольного импульса; съ — «объемная» скорость звука. На профилях скорости фиксируется выход на поверхность образца упругопластической волны сжатия. Вследствие увеличения продольной сжимаемости с переходом от упругого к пластическому деформированию ударная волна теряет устойчивость и расщепляется на упругий предвестник и следующую за ним пластическую волну сжатия. После циркуляции ударной волны в ударнике образуется волна разрежения, которая распространяется в образце вслед за ударной волной. Выход волны разрежения на поверхность образца вызывает понижение ее скорости. В результате отражения импульса сжатия от свободной поверхности внутри
Рис. 1. Профили скорости свободной поверхности образцов аустенитной стали с различной плотностью дислокаций: 3 • 109 (1), 5 • 109 (2), 1 • 1010 (3), 1 • 1011 (4), 5 • 1011 см2 (5). Волновые профили произвольно смещены по времени
образца генерируются растягивающие напряжения. Разрушение материала (откол) под действием растяжения сопровождается релаксацией напряжений и приводит к появлению волны сжатия, которая выходит на поверхность в виде так называемого откольного импульса и вновь увеличивает ее скорость.
Продольное напряжение на фронте упругого предвестника, или гюгониевский предел упругости (в англоязычной литературе обозначаемый как HEL—Hugoniot elastic limit), из профилей скорости определяется как аHEL = 0.5uHELp0q, где uHEL — скачок скорости свободной поверхности в предвестнике; p0 — начальная плотность материала; cl — продольная скорость звука в нем; напряжения сжатия приняты положительными. Предел упругости при одномерной деформации связан с пределом текучести в обычном понимании ay соотношением [13, 14]
3
a y = 2 а
HEL
1 -
где сь =у] К Р — объемная скорость звука; К—модуль объемной упругости.
Анализ откольных явлений при отражении импульса сжатия от свободной поверхности тела дает возможность определить величину разрушающего напряжения при субмикросекундных длительностях нагрузки (от-кольной прочности материала) по измеренному профилю скорости свободной поверхности ). Величина откольной прочности а8р определяется по величине спада скорости Ди^ (рис. 1) от ее максимального значения до величины перед фронтом откольного импульса [13, 18]. В линейном (акустическом) приближении упрощенная формула для определения величины разрушающего напряжения при отколе имеет вид:
авр = 2 Ро СЬ( Ди-8 +5 X
где 5 — поправка на искажение профиля скорости вследствие различия скоростей фронта откольного импульса е19 распространяющегося по растянутому материалу, и скорости пластической части падающей волны разгрузки перед ним сь [18, 19]. Поскольку процесс разрушения сопровождается релаксацией напряжений, что, в свою очередь, оказывает влияние на дальнейшее развитие разрушения, реализуемые значения растягивающих напряжений оказываются связанными с историей нагружения. В случае треугольного импульса можно говорить, что разрушение начинает развиваться после достижения максимального растяжения. В связи с этим все эксперименты были организованы таким образом, что выходящий на поверхность образцов импульс сжатия имел форму близкую к треугольной.
Из рис. 1 видно, что амплитуда упругого предвестника возрастает с увеличением плотности дислокаций в стали. На рис. 2, а в более крупном масштабе показаны
Wfs, м/с
300
200
100
0
0.00 0.05 0.10 0.15 t, мкс
Pd> см~
Рис. 2. Фронтальные участки упругопластических волн сжатия на выходе из образцов стали 03Х17Н13М3 с различной плотностью дислокаций: 3 • 109 (1), 5 • 109 (2), 1 • 1010 (3), 1 • 1011 (4), 5 • 1011 см-2 (5) и стали 12Х18Н10Т (6) (а) и динамический предел упругости стали 03Х17Н14М3 в зависимости от плотности дислокаций (б)
профили волны сжатия. Во всех случаях упругоплас-тический переход формируется без резких скачков скорости в упругой волне сжатия и с плавным нарастанием скорости до скачка в пластической волне сжатия. Видно, что с увеличением динамического предела упругости возрастает и ширина пластической ударной волны, т.е. увеличивается вязкость материала. Для сравнения был проведен аналогичный эксперимент с двухмиллиметровым образцом нержавеющей стали 12Х18Н10Т (гомогенизация при 1050 °С с последующей закалкой в воду), предел упругости которой значительно ниже, чем у исследуемой стали. Результат этого эксперимента коррелирует с результатом, полученным для стали 03Х17Н13М3 с минимальной плотностью дислокаций, — минимальный предел упругости и минимальная вязкость.
На рис. 2 и в табл. 5 представлены результаты измерений динамического предела упругости и откольной прочности стали 03Х17Н14М3 с различной плотностью дислокаций ра. Нужно отметить, что во всех случаях,
Таблица 5
Результаты измерений динамического предела упругости и текучести стали 03Х17Н14М3 с различной плотностью дислокаций (данные для двух серий экспериментов)
Обработка ра, см-2 аHEL, ГПа а у, ГПа а§р, ГПа
1а, 1б 3 • 109 0.59, 0.85 0.17, 0.25 4.4±0.1
11а, 11б 5 • 109 0.91, 0.95 0.27, 0.28 4.6±0.1
Ша, Шб 1 • 1010 1.46, 1.19 0.43, 0.35 4.6±0.1
1Уа, 1Уб 1 • 1011 1.25, 1.70 0.37, 0.50 4.8±0.1
Уа, Уб 5 • 1011 1.80, 1.70 0.53, 0.50 4.9±0.1
как это видно из рис. 2, а, упругопластический переход имеет плавный характер без резкого скачка параметров во фронте упругой волны. Такая форма упругого предвестника осложняет точное определение его амплитуды и, соответственно, динамического предела упругости. В связи с этим были проведены две серии экспериментов. На рис. 2, б и в табл. 5 приведены все полученные значения этого параметра с указанием возможной ошибки измерений. Анализ данных табл. 5 и рис. 2, б свидетельствует о нелинейном росте динамического предела текучести и откольной прочности с увеличением плотности дислокаций при постоянном размере зерна.
Откольная прочность аустенитной стали изменяется в зависимости от плотности дислокаций в меньшей степени, чем динамический предел упругости. Более быстрый спад скорости на начальном участке волны разрежения в более деформированных образцах указывает на сохранение повышенного напряжения пластического течения после ударного сжатия. Кроме того, слабый от-кольный импульс и его быстрое затухание в этих опытах демонстрируют более вязкий процесс разрушения, что коррелирует с ростом ширины фронта пластической волны сжатия. Максимальная откольная прочность 4.9 ± 0.1 ГПа наблюдается в образцах с максимальной плотностью дислокаций, а минимальная (4.4 ± 0.1 ГПа) — в образцах с наименьшей плотностью дислокаций. Величины откольной прочности для остальных образцов (с промежуточными значениями плотности дислокаций) находятся в этом интервале. Анализ данных табл. 5 и рис. 1 показывает, что различие в значениях откольной прочности Да 8р = 450 МПа близко к разнице величин динамического предела текучести Да у = 360 МПа при изменении плотности дислокаций в стали от 109 до 1011 см-2. Это коррелирует с имеющимися представлениями о механизме откольного разрушения как процессе зарождения, роста и слияния многочисленных не-сплошностей, в котором скорость роста пор или трещин пропорциональна напряжению пластического течения [20].
3.2. Медь М1
В экспериментах на меди зависимости значений динамического предела упругости и откольной прочности образцов были получены для образцов с разным размером зерна — 110 и 20 мкм. Максимальное давление ударного сжатия в медных образцах составляло 7.0 ± 0.4 ГПа, скорость деформирования в волне разгрузки перед растяжением — (1.2 ± 0.2) • 105 с-1. На рис. 3 представлены измеренные профили скорости свободной поверхности медных образцов с размером зерна 20 мкм в зависимости от плотности дислокаций. Качественно аналогичные профили без каких-либо специфических особенностей были получены и для образцов меди с размером зерна 110 мкм.
Как и в экспериментах с нержавеющей сталью, наблюдается увеличение амплитуды упругой волны и, соответственно, динамического предела упругости меди с ростом плотности дислокаций в объеме материала. Однако, в отличие от стали, ширина пластической ударной волны остается для всех видов образцов практически одинаковой независимо от исходной плотности дислокаций и размера зерна медных образцов. Результаты измерений динамического предела упругости и текучести образцов меди М1 с разным размером зерна и разной плотностью дислокаций представлены в табл. 6.
Независимо от размера зерна максимальные разрушающие напряжения (откольная прочность) реализуются в образцах с исходно минимальной плотностью дислокаций и составляют 2.85 и 3.07 ГПа для образцов с размером зерна 20 и 110 мкм соответственно. Наименьшую прочность демонстрируют образцы с плотностью дислокаций 1010 см-2. Можно предположить, что рост плотности дислокаций приводит к увеличению количества потенциальных очагов зарождения разрушения при растяжении, требующих приложения более слабых напряжений для его инициирования. Небольшие
Рис. 3. Профили скорости свободной поверхности образцов меди М1 со средним размером зерна 20 мкм и разной плотностью дислокаций 108 (1), 109 (2), 1011 см2 (3)
Таблица 6
Динамический предел упругости и текучести и откольная прочность в меди М1
Размер зерна Обработка ра, см-2 аHEL, ГПа ау, ГПа а8р, ГПа
100 мкм I 5.0-108 0.12 0.059 2.85
III 9.0-109 0.23 0.113 2.17
II 1.6-1011 0.51 0.251 2.29
20 мкм IV 5.0-108 0.14 0.069 3.07
VI 8.5-109 0.38 0.187 2.03
V 2.0-1011 0.81 0.399 2.99
вариации (табл. 6) прочности образцов с высокой плотностью дислокаций подтверждают, что откольное разрушение может инициироваться на более крупных дефектах структуры, таких как микротрещины, поры или включения, исходно существующие в объеме образца, и не зависеть от его дислокационной структуры [20, 21]. Измерения откольной прочности также показали, что уменьшение размера зерна меди не приводит к ее росту. Эксперименты демонстрируют даже слабое уменьшение прочности мелкозернистых образцов, что также говорит о том, что основную роль при инициировании откольного разрушения играют «грубые» дефекты структуры, такие как микротрещины или поры, включения, границы зерен и т.п., присущие исходной структуре меди.
На рис. 4 представлены зависимости динамического предела упругости меди от плотности дислокаций. Исходные образцы с плотностью дислокаций 108 см-2 и размером зерна 20 и 110 мкм имеют практически одинаковый предел упругости. Слабый рост скорости в упругом предвестнике и ее плавное нарастание затрудняют точное определение ее величины для этих образцов. С ростом дислокационной плотности наблюдается сильный рост динамического предела упругости для обоих типов образцов, причем его значения для образцов с размером зерна 20 мкм значительно выше, чем у крупнозернистых образцов.
Рис. 4. Зависимости динамического предела упругости меди М1 с размером зерна 20 (1) и 110 мкм (2) от плотности дислокаций
3.3. Зависимость динамических характеристик меди и аустенитной нержавеющей стали от плотности дислокаций
Классическое соотношение Тейлора описывает зависимость напряжений течения материала от плотности дислокаций р [4, 22]:
т = aGbр1d2 или а = О^Ьр]{2,
где т — сдвиговое напряжение; а — нормальное напряжение; М = 3.06 — фактор Тейлора для материалов с ГЦК кристаллической решеткой; G — модуль сдвига (в = 42.1 ГПа для меди [4], G = 78 ГПа для стали [23]); а — геометрический фактор, который зависит от распределения дислокаций в структуре материала; Ь — модуль вектора Бюргерса дислокации скольжения а/2 (110) (Ь = 0.256 нм для меди, Ь = 0.254 нм для стали). Это соотношение обычно используют для описания напряжений течения материалов при монотонной и статической деформации, и величина геометрического фактора по оценкам разных авторов варьируется в интервале от 0.1 до 1.0 [22, 24]. Более того, величина а может изменяться не только при изменении материала исследования, а точнее его характеристик, которые ответственны за тип и характер распределения дислокаций в структуре, — энергии дефекта упаковки, дисперсионного твердения, твердорастворного упрочнения и пр. Геометрический фактор а также варьируется в зависимости от степени деформации из-за эволюции дислокационной структуры и изменения ее характера.
Для описания пластического течения при динамическом нагружении это соотношение сложно применить в силу того, что дислокационная структура эволюционирует быстро, а методические особенности эксперимента не позволяют фиксировать ее на разных этапах нагружения. Тем не менее использовать закон Тейлора для описания динамического предела упругости при ударно-волновом нагружении представляется корректным исходя из того, что начало пластического течения будет определяться особенностями исходной субструктуры, так же как и при статических испытаниях.
На рис. 5 приведена зависимость динамического предела упругости, нормированного на модуль сдвига,
1 ■ ■ ■ ■ 1 ■ ■ ■ ■ 1 ■ ■ ■ ■ 1 ■ ■ ■ is''
О О О
''
\J S ' 0* i * ........ ....................
0.00 0.02 0.04 МЪрт
Рис. 5. Зависимости динамического предела упругости, нормированного на модуль сдвига, от плотности дислокаций для аустенитной нержавеющей стали (1) и меди с размером зерна 110 (2) и 20 мкм (3)
от параметра МЬр^2 для исследуемых материалов. Анализ полученных данных показывает, что зависимость удовлетворительно описывается линейной функцией, а коэффициент а находится в пределах, описываемых ранее для материалов, подвергнутых статическому нагружению: а = 0.30 и 0.44 для меди М1 с размером зерна 110 и 20 мкм соответственно и а = 0.21 для стали. Соотношение Тейлора = аМСЬр|[2 удовлетворительно описывает зависимость динамического предела текучести от исходной плотности дислокаций для исследуемых материалов с ГЦК кристаллической решеткой. Диапазон величин коэффициента а коррелирует с данными, полученными при статических испытаниях материалов [22, 24]. Это указывает на корректность использования соотношения Тейлора для описания предела текучести материалов при ударно-волновом нагружении. Наблюдаемые различия в величине а для меди и аустенитной нержавеющей стали, по-видимому, обусловлены различным характером распределения дислокаций в структуре из-за различий в энергии дефекта упаковки и уровня твердорастворного упрочнения [24]. Для поликристаллов меди с размером зерна 20 и 110 мкм наблюдается рост величины а при уменьшении размера зерна, что также указывает на изменение характера распределения дислокаций в этих образцах. Для описания наблюдаемых различий необходимы дальнейшие структурные исследования.
4. Заключение
Для аустенитной нержавеющей стали 03Х17Н14М3
и меди М1, подвергнутых ударно-волновому нагруже-
нию, определена связь между динамическими проч-
ностными свойствами и плотностью дислокаций в их структуре.
Для исследуемых материалов с ГЦК кристалличес-
кой решеткой динамический предел текучести и отколь-ная прочность возрастают с увеличением плотности дислокаций (при постоянном размере зерна). Зависи-
мость динамического предела текучести от плотности дислокаций для исследуемых материалов описывается соотношением Тейлора ghel = aMGbp^2. Величины геометрического фактора а, определенные из экспериментальных данных, составляют а = 0.30 и 0.44 для меди М1 с размером зерна 110 и 20 мкм соответственно, а = 0.2 для стали 03Х17Н14М3.
Для поликристаллов меди с размером зерна 20 и 110 мкм экспериментально показано, что уменьшение размера зерна в меди вызывает рост величины а, при этом при одинаковой плотности дислокаций динамический предел текучести возрастает с уменьшением размера зерна.
Для аустенитной нержавеющей стали с увеличением динамического предела упругости (плотности дислокаций) возрастает и ширина пластической ударной волны, т.е. увеличивается вязкость материала. В поликристаллах меди, независимо от размера зерна, ширина пластической зоны остается постоянной при изменении плотности дислокаций.
С увеличением плотности дислокаций откольная прочность стали возрастает на величину близкую к величине прироста динамического предела текучести. Для меди наблюдали немонотонный рост разрушающих напряжений при отколе, минимальная откольная прочность была измерена в образцах с плотностью дислокаций ~1010 см-2.
Благодарности
Работа выполнена при поддержке государственной корпорации «Росатом» в рамках государственного контракта Н.4х.44.9Б.16.1012 от 1 марта 2016 г. Электронно-микроскопические исследования структуры аустенит-ной стали проведены с использованием оборудования Центра коллективного пользования «Нанотех» (ИФПМ СО РАН) и выполнены при поддержке Программы фундаментальных научных исследований государственных академий наук на 2013-2020 годы (проект III.23.2.2).
Литература
1. Petch N.J. The cleavage strength of polycrystals // J. Iron Steel. -1953. - V. 174. - P. 25-28.
2. Игнатова O.H., Кальманов A.B., Малышев А.Н., Петрова Д.М., Подурец А.М., Раевский В.А., Ткаченко М.И. О существовании закона Холла-Петча в металлах // Физ. мезомех. - 2013. - Т. 16. -№ 6. - С. 89-93.
3. Малыгин Г.А. Прочность и пластичность нанокристаллических материалов и наноразмерных кристаллов // УФН. - 2011. -Т. 181.- № 11. - С. 1129-1156.
4. Mecking H., Kocks U.F. Kinetics of flow and strain hardening // Acta Metall. - 1981. - V. 29. - P. 1865-1975.
5. ВалиевР.З., Александров И.В. Наноструктурные материалы, полу-
ченные интенсивной пластической деформацией. - М.: Логос, 2000. - 272 с.
6. Valiev R.Z., Islamgaliev R.K., Alexandrov I.V. Bulk nanostructured materials from severe plastic deformation // Prog. Mater. Sci. - 2000. -V. 45. - P. 103-189.
7. Meyers M.A., Mishra A., Benson D.J. Mechanical properties of nano-crystalline materials // Prog. Mater. Sci. - 2006. - V 51. - P. 427-556.
8. Канель Г.И., Разоренов C.B., Савиных A.C., Зарецкий Е.Б., Колобов Ю.Р. Исследование структурных уровней, определяющих сопротивление высокоскоростному деформированию и разрушению металлов и сплавов. - М., 2004. - 32 с. / Препринт ОИВТ РАН № 1-478.
9. Гаркушин Г.В., Игнатова О.Н., Канель Г.И., Мейер Л., Разоренов C.B. Субмикросекундная прочность ультрамелкозернистых материалов // МТТ. - 2010. - № 4. - С. 155-165.
10. Аниськин М.В., Игнатова О.Н., Каганова И.И., Кальманов A.B., Кошатова Е.В., Лебедев А.И., Лосев В.В., Подурец А.М., Поляков Л.В., Ткаченко М.И., Цибиков А.Н., Салищев Г.А., Гаркушин Г.В., Разоренов С.В., Zocher M.A. Механические свойства тантала с различной микроструктурой при высокоскоростном деформировании // Физ. мезомех. - 2010. - Т. 13. - № 4. - С. 65-71.
11. Панин В.Е., Егорушкин В.Е. Основы физической мезомеханики пластической деформации и разрушения твердых тел как нелинейных иерархически организованных систем // Физ. мезомех. -2015. - Т. 18. - № 5. - С. 100-113.
12. Мейерс М.А., Мурр Л.Е. Ударные волны и явления высокоскоростной деформации металлов. - М.: Металлургия, 1984. - 512 с.
13. Зельдович Я.Б., Райзер Ю.П. Физика ударных волн и высокотемпературных гидродинамических явлений. - М.: Наука, 1966. -688 с.
14. Канель Г.И., Разоренов С.В., Уткин А.В., Фортов В.Е. Ударно-волновые явления в конденсированных средах. - М.: Янус-К, 1996. - 408 с.
15. Утевский Л.М. Дифракционная электронная микроскопия в металловедении. - М.: Металлургия, 1973. - 584 c.
16. Zherebtsov S.V., Salishchev G.A., Galeyev R.M., Valiakhmetov O.R., Mironov S.Yu., Semiatin S.L. Production of submicrocrystalline structure in large scale Ti-6Al-4V billet by warm severe deformation processing // Scripta Mater. - 2004. - V. 51. - P. 1147-1151.
17. Barker L.M., Hollenbach R.E. Laser interferometer for measuring high velocities of any reflecting surface // J. Appl. Phys. - 1972. -V. 43. - P. 4669-4675.
18. Kanel G.I. Spall fracture: methodological aspects, mechanisms and governing factors // Int. J. Fract. - 2010. - V. 163. - No. 1-2. - P. 173191.
19. Канель Г.И. Искажение волновых профилей при отколе в упруго-пластическом теле // ПМТФ. - 2001. - Т. 42. - № 2. - С. 194-198.
20. Antoun T., Seaman L., Curran D.R., Kanel G.I., Razorenov S.V., Ut-kinA.V. Spall Fracture. - New York: Springer, 2003. - 404 p.
21. Гаркушин Г.В., Иванчихина Г.Е., Игнатова O.H., Каганова И.И., Малышев А.Н., Подурец А.М., Раевский В.А., Разоренов С.В., Скоков В.И., Тюпанова О.А. Механические свойства меди М1 до и после ударного сжатия в широком диапазоне длительности нагрузки // ФММ. - 2011. - Т. 111. - № 2. - С. 203-212.
22. Mughrabi H. The a-factor in the Taylor flow-stress law in monotonic, cyclic and quasi-stationary deformations: Dependence on slip mode, dislocation arrangement and density // Curr. Opin. Solid State Mater. Sci. - 2016. - doi 10.1016/j.cossms.2016.07.001.
23. Feaugas X. On the origin of the tensile flow stress in the stainless steel AISI 316L at 300 K: Back stress and effective stress // Acta Mater. - 1999. - V 47. - No. 13. - P. 3617-3632.
24. Конева Н.А., Козлов Э.В. Дислокационная структура и физические механизмы упрочнения металлических материалов // Перспективные материалы. Структура и методы исследования / Под. ред. Д.Л. Мерсона. - Томск: ТГУ-МИСиС, 2006. - 536 с.
Поступила в редакцию 14.12.2016 r.
Сведения об авторах
Разоренов Сергей Владимирович, д.ф.-м.н., проф., зав. лаб. ИПХФ РАН, ТГУ, razsv@ficp.ac.ru Гаркушин Геннадий Валерьевич, к.ф.-м.н., снс ИПХФ РАН, ТГУ, garkushin@ficp.ac.ru Астафурова Елена Геннадьевна, д.ф.-м.н., доц., внс ИФПМ СО РАН, elena.g.astafurova@gmail.com Москвина Валентина Александровна, инж. ИФПМ СО РАН, магистр. ТПУ, valya_moskvina@mail.ru Игнатова Ольга Николаевна, к.ф.-м.н., внс РФЯЦ ВНИИЭФ, postmaster@ifv.vniief.ru Малышев Андрей Николаевич, снс РФЯЦ ВНИИЭФ, postmaster@ifv.vniief.ru Ткаченко Михаил Игоревич, нс РФЯЦ ВНИИЭФ, postmaster@ifv.vniief.ru
