CC BY
89
Закономерности стадии предразрушения в физической мезомеханике
В.Е. Панин, Л.С. Деревягина, Е.Е. Дерюгин, А.В. Панин, С.В. Панин, Н.А. Антипина
Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634021, Россия
Исследованы закономерности развития макролокализации пластического течения на стадии предразрушения ряда материалов при растяжении и сжатии. Показано, что развитие макролокализации пластической деформации через все сечение образца является необходимым условием зарождения и распространения магистральной трещины. Мезомеханика стадии предразрушения материалов при растяжении и сжатии принципиально одинакова.
1. Введение
В физической мезомеханике процесс разрушения деформируемого твердого тела классифицируется как завершающая стадия его пластического течения, связанная с глобальной потерей сдвиговой устойчивости нагруженного материала как целого [1, 2].
В общем случае разрушение развивается как многоуровневый процесс. Развитие магистральной трещины сопровождается широким спектром материальных и кристаллографических поворотов. В случае вязкого разрушения материальный поворот на макромасштабном уровне аккомодируется совокупностью материальных поворотов на мезо- и микромасштабных уровнях, связанных с развитием мезополос локализованной деформации и коллективным движением дислокационных ансамблей. Кристаллографические повороты реализуются движением дисклинаций и фрагментацией материала с возникновением несплошностей. Если аккомодационные процессы на мезо- и микромасштабных уровнях подавлены, то разрушение развивается как квази-хрупкое.
При любом виде вязкого или вязко-хрупкого разрушения зарождению трещины предшествует возникновение локальной пластической деформации в зоне макро-
концентратора напряжений. Возникающий при локальной деформации изгиб образца генерирует встречный макроконцентратор напряжений, с которым связано встречное пластическое течение. Это особенно наглядно демонстрирует рис. 1, где представлено поле векторов смещений на поверхности плоского образца №Т1 с надрезом на одной боковой стороне в центре его рабочей части [3]. Мартенситный механизм деформации ин-терметаллида №Т1 на микро- и мезомасштабных уровнях эффективно задерживает развитие встречных макрополос локализованной деформации в зоне макроконцентраторов напряжений. Как следствие, кривая «напряжение - деформация» образца №Т1 с надрезом качественно подобна соответствующей кривой образца без надреза, только характеризуется более низкой пластичностью (-14% по сравнению с 8 - 40 % для образца без надреза). Разрушение образца наступает тогда, когда в поперечном сечении образца в зоне надреза формируется общая макрополоса локализованной деформации.
В настоящей работе приведены систематические экспериментальные данные по динамике развития встречных макрополос локализованной деформации на стадии предразрушения различных материалов как при растяжении, так и при сжатии.
© Панин В.Е., Деревягина Л.С., Дерюгин Е.Е., Панин А.В., Панин С.В., Антипина Н.А., 2003
Рис. 1. Поля векторов смещений в образце с надрезом при разных степенях деформации: 2.5 (а) и 14 % (б)
2. Материалы и методика исследования
Всю последовательность развития макрополос локализованной деформации на стадии предразрушения удается наглядно проследить при растяжении металлических материалов с хрупкими покрытиями или поверхностно упрочненными слоями. Возникающие на поверхности таких образцов квазипериодические трещины являются мезоконцентраторами напряжений, которые генерируют в объем материала мезополосы локализованной деформации. Их эволюция по мере растяжения образца развивается стадийно, проходит через стадию формирования макрополос локализованной деформации и завершается разрушением материала. Исследование стадийности такого процесса проводили на двух партиях плоских образцов стали марки 65X13 (размер рабочей части 15x3x1.5 мм) с поверхностно упрочненным ионно-плазменным азотированием слоем толщиной ~70 мкм. Образцы типа I имели поверхностно упрочненный слой только на боковых гранях, образцы типа II — только на лицевых гранях. В образцах типа I стадия формирования макрополос локализованной деформации развивалась очень медленно, в образцах типа II — очень быстро.
При растяжении металлических материалов с суб-микрокристаллической структурой [4-7] и дисперсно-упрочненных материалов [8, 9] макрополосы локализованной деформации развиваются уже при небольших степенях деформации. В настоящей работе подобные материалы на стадии предразрушения представлены результатами, полученными при растяжении а-Ре с суб-микрокристаллической структурой и дисперсно-упрочненных композитов на основе А1.
При сжатии образцов твердых тел макроконцентраторы напряжений возникают на концах сопряжения торцевых поверхностей образца и сжимающих плит прес-
са. Они генерируют встречные полосы локализованной деформации по направлениям максимальных касательных напряжений, самосогласованных по схеме диполя или креста. В случае малопластичных материалов механизмы деформации на микро- и мезомасштабном уровнях развиты слабо и эволюция макрополос локализованной деформации наглядно выявляет стадию предразрушения. В настоящей работе соответствующие результаты приведены для случая сжатия ионных монокристаллов LiF и высокопористых композитов Cu-TiB2, в которых дисперсно распределены наночастицы TiB2.
Нагружение образцов с регистрацией оптических изображений поверхности образцов in situ проводили на испытательной установке «ИМАШ-2078» с использованием оптико-телевизионной измерительной системы TOMSC при скорости движения захватов ~ 10 мм/ч. С помощью этой системы через определенные промежутки времени в компьютер вводили оптические изображения рельефа поверхности испытуемого образца. Методом сравнения двух последовательных изображений исследуемого участка поверхности через 5, 10, 15 и 20 с получали поля векторов смещений с разрешающей способностью 144 вектора на мм2. Кривую «напряжение - деформация» записывали на двухкоординатном потенциометре.
Испытанию на сжатие подвергали монокристаллы LiF и высокопористые композиты Cu-TiB2. Образцы LiF изготовляли путем раскалывания кристаллов по плоскостям спайности (100). Они имели форму параллелепипеда высотой h = 10, шириной b = 6 и толщиной а = 4 мм. Разброс по высоте находился в пределах ± 1 мм, а по длине и ширине ±0.5 мм. Чтобы избежать жесткого контакта пластин сжимающего устройства с неровностями граней кристалла, между ними помещали картонные прокладки. Их деформацию исключали при расчете кривых «напряжение - деформация образца». Образцы Cu-TiB2 для сжатия имели форму параллелепипеда размерами 4x2.3 х 2.3 мм.
______I_____I_____I_____I_____I_____I_____I_________►
0 5 10 15 8ПЛ, %
Рис. 2. Диаграммы растяжения стали 65X13: без упрочняющего покрытия (1); образец типа I (2); образец типа II (3)
Рис. 3. Взаимодействие зон повышенной пластичности на лицевой поверхности образца в области двух соседних трещин на боковой грани образца типа I: металлографическая картина (а); поле продольных (б) и поперечных (в) компонент векторов смещений; распределение интенсивности деформации (г)
Для количественной оценки напряженно-деформированного состояния в текущем интервале макродеформаций использовали специально созданную компьютерную программу. Путем сопоставления металлографических картин деформационного рельефа для двух состояний образца с интервалом макродеформаций ~ 1 % строили поля векторов смещений и поля соответствующих их компонент. По данным полей компонент векторов смещений строили изотеты — линии равных компонент смещений. Далее рассчитывали компоненты малых деформаций 8х, 8у, 8ху и 8ух и компоненты главных деформаций 81 и 8 2. Третью компоненту 8 3 находили из условия несжимаемости объема твердого тела при пластической деформации: 81 +82 +83 = 0. Компоненты скоростей главных деформаций находили путем деления приращений деформаций на время, равное интервалу продолжительности между сравниваемыми металлографическими картинами. Картины деформационного рельефа сопоставляли с распределением интенсивности скорости деформации, которую определяли по формуле:
8i =^--\/(81 -82)2 + (82 -83)2 + (83 -81)2 •
Диаграммы растяжения рассчитывали в приближении гомогенной однородности образца с учетом изменения длины и поперечного сечения рабочей части образца. При этом
Є пл = 1п(1 + е)>
где є = (їк - ї0)/ї0 , ї0 — исходная, їк — текущая длина образца, и напряжение
а =
где Р — нагрузка, £ 0 — исходная площадь образца.
3. Закономерности развития макрополос локализованной деформации на стадии предразрушения при растяжении
3.1. Растяжение образцов стали 65X13 с упрочненным поверхностным слоем
На рис. 2 представлены диаграммы нагружения поверхностно упрочненных образцов стали 65X13. Видно, что пластичность материала зависит от типа образцов.
В процессе нагружения при 8 > 0.5 % в покрытии за счет несовместности упругой деформации покрытия
Рис. 4. Взаимодействие зон повышенной пластичности на боковой грани образца в области двух соседних трещин на лицевой поверхности образца типа II: металлографическая картина (а); поле продольных (б) и поперечных (в) компонент векторов смещений; распределение интенсивности деформации (г); 8 ~ 7.5-8.5 %
и пластической деформации матрицы появляются ква-зипериодические трещины. Связанные с ними геометрические концентраторы напряжений формируют зоны повышенных деформаций в виде полурозетки. По мере развития макродеформации конфигурация этих зон не меняется, но размер их увеличивается до взаимного соприкосновения мезополос локализованной деформации, генерируемых соседними трещинами. Далее начинается их самоорганизованное взаимодействие. На рис. 3, а представлен фрагмент деформационного рельефа в области двух соседних трещин в образце типа I. Для этого фрагмента на рис 3, б-г представлены соответственно поля проекций векторов смещений и распределение интенсивности скорости деформации на стадии взаимодействия зон повышенной пластичности. Видно, что неоднородный характер деформации развивается вблизи поверхностного азотированного слоя. Область макронеоднородного пластического течения охватывает не более одной восьмой части ширины образца. Максимальная интенсивность деформации (максимальное утонение образца) развивается в вершинах трещин, а также в области перекрытия зон повышенной пластичности. Скорость в точках с максимальной интенсив-
ностью деформации (вблизи трещин) приблизительно в 8 раз больше, а в точках взаимодействия зон почти в 3 раза больше скорости в средней части образца, деформируемой квазиравномерно.
Из сравнения кривых 1 и 2 на рис. 2 следует, что механические характеристики образцов типа I и образцов без покрытия мало отличаются. Следовательно, неоднородное развитие пластического течения, сконцентрированное в узком слое вблизи боковой упрочненной поверхности, слабо влияет на механические свойства материала. Не отличаются эти образцы и по характеру макроразрушения. Образец типа I также, как и образец без покрытия, разрушается вязко отрывом путем формирования симметричной шейки.
Начальная картина неоднородного развития пластического течения в образцах типа II подобна той, которая наблюдается в образцах типа I. Однако на завершающих стадиях макродеформации самоорганизация зон повышенной пластичности в образцах с упрочненной лицевой поверхностью происходит иным образом. В данном случае происходит взаимодействие зон повышенной пластичности от ближайших трещин, расположенных на противоположных лицевых гранях образ-
Рис. 5. Взаимодействие зон повышенной пластичности на боковой грани образца в области двух соседних трещин на лицевой поверхности образца типа II: металлографическая картина (а); поле продольных (б) и поперечных (в) компонент векторов смещений; распределение интенсивности деформации (г); 8 ~ 8.5-9.5 %
ца. Другими словами, возникает взаимодействие полос локализованной деформации через все поперечное сечение образца.
На рис. 4 представлен фрагмент деформационного рельефа на боковой поверхности образца в области двух соседних трещин на лицевой поверхности для образца типа II на стадии перед разрушением при 8 = 7.5-8.5 % (разрушение происходит при 8 = 9.5 %). Здесь же представлены соответствующие поля продольных и поперечных компонент векторов смещений, а также рассчитанная по ним картина распределения интенсивности скорости деформации в пространстве. Из анализа приведенных картин следует, что влияние трещин на развитие зон повышенной пластичности распространяется на всю толщину образца. Области, где изотеты продольных и поперечных компонент параллельны друг другу, соответствуют максимальному сдвигу и максимальной интенсивности скорости деформации.
На заключительной стадии, вслед за которой происходит мгновенное разрушение образца, конфигурация изотет качественно изменяется (рис. 5). Область максимального сдвига увеличивается и распространяется на все поперечное сечение образца от одной трещины до
другой на противоположной стороне образца. Максимальная интенсивность скорости деформации совпадает с областью максимального сдвига. Таким образом, исходная схема нагружения растяжением сменяется схемой деформации сдвигом. Траектория разрушения образца типа II определяется максимальной величиной интенсивности скорости деформации. Его разрушение происходит сдвигом.
3.2. Растяжение плоских образцов субмикро-кристаллического а^е
Очень низкая пластичность субмикрокристалличес-кого а-Ре обусловливает сильное влияние галтельных переходов в деформируемом образце как первичных концентраторов напряжений. Около них быстро развивается макролокализация пластического течения при отсутствии видимых следов скольжения в основной рабочей части образца. Самосогласование полос локализованной деформации может происходить как по схеме диполя, так и по схеме креста (рис. 6).
В первом случае уже при степени пластической деформации 8 ~ 0.5 % на боковой стороне образца вблизи галтельных переходов зарождаются мезополосы лока-
Рис. 6. Различные виды распространения мезо- и макрополос локализованной деформации: 8 = 3 (а, г), 4 (б, д) и 5 % (в, е). Размер изображений: 5.7х2.6 мм
лизованной деформации, распространяющиеся в направлении ттах (рис. 6, а). На первых порах они аккомодируются слабыми сопряженными мезополосами, возникающими на этой же боковой стороне образца. Однако самосогласованное взаимодействие смежных полос быстро формирует первичную макрополосу локализованной деформации шириной ~ 300 мкм (рис. 6, б).
Развитие сдвига в первичной макрополосе сопровождается материальным поворотом образца, показанным схематически на рис. 7, а. При заданных граничных условиях ось образца должна сохраняться неизменной. Это обусловливает возникновение на противоположной боковой стороне образца вторичного концентратора напряжений. Он генерирует в объем образца встречную макрополосу локализованной деформации. Связанный с ней материальный поворот имеет обратный знак по сравнению со знаком материального поворота, вызываемого первичной макрополосой (рис. 7, а). Это удовлетворяет заданным граничным условиям. На рис. 7, а показано также разложение векторов сдвигов в первичной и вторичной макрополосах. Их самосогласование приводит к двум важным следствиям:
1. Продольные компоненты сдвигов в макрополосах вызывают относительные смещения вдоль оси растяжения разных участков образца. Сдвиг в первичной макрополосе АВ вызывает смещение по схеме растяжения участков АВКЬ и АВЫМ. Встречный сдвиг во вторичной макрополосе CD вызывает смещения по схеме растя-
жения участков CDLK и CDMN. Узкая зона ABCD испытывает колебательное продольное движение как целое, примыкая то к макрополосе АВ, то к макрополосе CD.
2. Поперечные компоненты сдвигов в макрополосах АВ и CD образуют пару сил, которая воздействует на зону ABCD между диполем встречных макрополос. Это обусловливает кристаллографический поворот зоны ABCD, который будет непрерывно возрастать с увеличением степени деформации.
а
Рис. 7. Схемы самосогласования сдвигов при взаимодействии макрополос локализованной деформации дипольной конфигурации (а) и конфигурации в виде креста (б)
А ' Г!І“2ї!““““‘ч^‘чч‘ч‘ч‘чі \\\\\\\[ г г г \\\\\\\\[ \\| г -г г г г N
~\ЧЧЧЧ\ЧЧГ Г \\Г Ч\ЧЧЧЧ\ЧГ \SS\SS\S~\SM ЧЧМ -Ч[ | | ЧЧ\\Г г ЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧ-І — .
■ Г “■ “І І I \\\м г \\\\\\\\\\\\\\\\\\\\ ЧМ
........“III \\І І I Г \\\\\Г \\\| I 'ч'ч'ч'ч'ч'чЧ'чЧЧ'чЧЧ'ч'чЧ'ч'чЧ'ч'чЧ'ч'"-'
" — ■ — г-1 | \\| | Ч\\\\\\\\\Г І | Ч\\\\\\\\\\\\\\\\\\\\\\\'-1
п | ( | | Чч\\г | \\\\\\\\\\\\\| |
............. „ і - | | ЧЧ\\\М I I \\\\Г \\| I \\\\\| \\\> ■
I ' ■ \\'-\\\\\Г I \\\\“^\\\“
" ■ I \\" \\\\М Г І I \\Г \W\S\I \\\< “Ч“\\
■ ■ ■ '"'\\\ Г І \І I \ \ \\\\\\\\\\\Г \М \\\\\\|
..... [ Г І I \\\\%-'" -''"‘Ч
[МП ЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧГ I ■>
Г \М Г \Г Г ЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧ''ЧЧ“““Ч'““''“ I Г ЧЧЧЧГ ЧЧЧГ I ЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧГ I I "ЧЧЧЧЧЧЧЧЧ' ■
I Г М ЧЧГ I ЧЧГ I ЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧ^Ч'-'
I ■ І I \\| ЧЧЧГ ЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧГ I .
■■■■■[ ччччччччччччччччччччччччччч--' ЧЧЧ“
— ■ I I ЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧ-"“44“
,чччч
■ ■ " —^Ч\\\\Ч\\Ч\\\\\\\\Ч^\^\''\\^^" ~“Ч
- ЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧ'-Ч"ЧЧЧЧЧЧ““Ч- ■ ------\
■ и Г ЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧ“ЧЧЧЧЧЧ—Ч‘-'-*ч‘-\Ч
■ М “ЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧГ ЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧ'-'-ЧЧЧЧЧЧЧ
I \| ■ чччччччччччччччччччччч--\ччччччч
........................ “ЧЧ
- ЧЧЧЧЧЧЧ"'ЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧ““ЧЧЧ““''Ч
" -■ Ч\\\\Ч\\\\\\'чччччччччччччч
- - - I ччччч"чччч-"-чччччччччччччч
■ І М I ЧЧЧЧЧЧ“ЧЧЧЧЧЧ'
■■іміччч“чч“ччччччччччччччч“- " чч
■ ■ І \М I Г ■ “'-ІЧГЧЧЧЧЧЧ' ЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧ- ЧЧ
■ -ну ““ЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧ'"ЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧ'“
' ччч—ЧЧЧЧЧ' ЧЧЧЧЧЧ“ ^
' І I ЧЧЧЧЧЧЧЧ''- \\\\\-
■ . ——.— у н-1" ■ ■ ■ ■ ■ ЧЧЧЧЧЧЧЧ’...
; ЧЧЧЧЧЧЧЧЧ" ЧЧЧЧЧЧ*'
а
•'///у 'УУУ —У ■ ■ 'УУУУ ІУУУУУУУ I ХУУУУУУУУ ■
■ 'УУУУУУУУ-- / — 'УУУУУУУУУУУууууууууууу "
-----у"У "У У" 'УУУУУУУУУУУУУ \SSSS/ ■ ■ V ■--
'••’УУУУУУУУ У У У У У У У У У У У У У У У У У У \УУУ ■■■■■■
--------У/-'*////////////////////////// — ■■■■■
-----У~УУ -у/-'’//////////У//У///////// ■■■■■■■■
/уу^у— іуу^у----УУУУУУУУУУУУУУУУУУУ Г У У ™ ■■■■■■
/УУ^УУУ \УУУУ---УУУУУУУУУУУУУУУУУУУУ -УУУ 'У~ ■ ■ ■ ■ ■
■ ■ ■ - V 1^^уууу~~у -УУУУУУУУУУУУУУУУ- "УУ ' 1 ™
. уууу 'УУУ гУУУУУУУУ I I " — ■ ■ ■ "
. . ----у 'УУУУУУУУУУУУ [УУУУУУУУ ■■■■■■■■■
~ 'У У"*'У У ■ Г-УУУ ' ' 'УУУУУУУУУУ IУУУУУУУУ ■■■■■■■■■
.уууу , 'УУУ^У^ 'УУ^УУУУУУ Г IУ уууу-' ГГ.....
■ 'УУУУ" ' 'УУУ гг 'УУУ \У 'УУУ УУУ 'У У У ' ІУ ' 1 ■■■■■■ ■
'У /-УУ*’*’ 'УУУУУУУУУ /УУУУУУУ — 'УУУ ■■■■■■■■■■
,ууууу^~ 'уу"ууу~уууууууууу I | \yy-~ " " " ■— ■ ■ ■ "
*—^уу^^ 'УУУУУУУУУУУУУУУУ X г г— —■ ■ ■ ■— ■ ■ ■ ■ ^ ^ ✓ ^уу ^ууу \у~^уууу , , - ...........
к "" ::::::::
""УУ I- <УУ'УУУУ,^~~ууу^^~~~уу~ . -
'У/у '^" 'УУУУУУУУ еу~~ I \—у ■ ■--- -■■■■■■■■--■'"УУ"" /- '—* 'УУУУ 'Уу—у Г- Г I™
. , ,у ,уу ^
' '"Х '^^—у/УУ/У-'^/У—-'''’ '•••••••••••’
X ' '^у-^ууу 'У у у—у у— ----
■ —— .............
-----''"/у------------------^— ■ ;;;;;;;;;;;
V/ V/”™""" ........... -----
—^^у—^*уу——— ™ .......... —-
Рис. 8. Переключение локализации деформации в сопряженных макрополосах АВ и АС локализованного сдвига, Ы; = 10 с
Во втором случае самосогласованное развитие мезо-полос формирует область макролокализации деформации по схеме креста самосопряженных макрополос (рис. 6, г-е). Удлинение образца происходит в основном за счет деформации внутри макрополос. В объеме трехгранных призм между пересекающимися макрополосами локализованной деформации векторы смещений направлены внутрь образца (рис. 7, б). Поэтому трехгранные призмы представляют собой фрагменты материала, вдавливаемые в объем образца. Такая схема напряженно-деформированного состояния соответствует растяжению в условиях бокового давления. Это способствует локальной пластичности и образованию шейки. Ширина зоны креста макрополос возрастает с увеличением степени деформации. Развитие макрополос через все сечение образца обусловливает глобальную потерю сдвиговой устойчивости и развитие в образце локализованной шейки. Взаимодействие сопряженных макрополос не приводит к существенной величине поворотной моды деформации в зоне шейки, т.к. по данной схеме накопление моментных напряжений за счет развития одной макрополосы локализованного сдвига компенсируется моментными напряжениями противоположного знака за счет развития сопряженной макрополосы. Происходит вязкое разрушение материала. Об-
ласть локализации пластической деформации при этом существенно превышает таковую для предыдущего случая. Соответственно этому и ресурс пластичности материала в последнем случае оказывается существенно выше.
Аналогичная картина взаимодействия макрополос локализованной деформации по схеме креста наблюдалась в экспериментах при растяжении крупнокристаллической трансформаторной стали ^е + 3 % Si) [10]. Для пластичной трансформаторной стали в шейке удается получить локальное удлинение в сотни процентов.
3.3. Растяжение плоских образцов композита А1 + 10 % А1203
При растяжении композита А1 + 10 % А1203 использовали образцы с тремя макроконцентраторами напряжений на боковых сторонах образца. Они были нанесены по схеме треугольника: центральный надрез А на одной боковой стороне образца и два надреза В и С на противоположной боковой стороне образца (рис. 8). Линии АВ и АС совпадали с сопряженными направлениями максимальных скалывающих напряжений. Это провоцировало формирование двух сопряженных макрополос локализованной деформации, соединенных своими концами.
Рис. 9. Развитие предразрушения образца с тремя концентраторами напряжений
Рис. 10. Эволюция роста заторможенной продольной трещины на поверхности монокристалла LiF: ер = 6.8 (а), 7.2 (б) и 8.4 % (в)
При растяжении таких образцов действительно возникали макрополосы локализованной деформации по сопряженным направлениям АВ и АС. Однако удалось обнаружить автоволновой характер их развития: локализованные сдвиги периодически переключались от одной макрополосы к другой. Рисунок 8, а иллюстрирует момент, когда процесс локализации деформации протекает в левой макрополосе между концентратором напряжений А на нижней кромке образца и концентратором напряжения В на верхней кромке слева. Остальной объем образца, в том числе и вблизи концентратора напряжений С на верхней кромке справа, не испытывает заметной пластической деформации. Через некоторое время локализация пластического течения в данной макрополосе прекращается и возобновляется уже в сопряженном направлении в виде макрополосы, соединяющей концентраторы напряжений А и С.
На заключительном этапе предразрушения сдвиго-образование вдоль сопряженных макрополос АВ и АС прекращается и переходит в плоскость под углом 45° к лицевой плоскости образца, пересекающей ее по линии, перпендикулярной оси растяжения. По данной плоскости и происходит разрушение. Разрушение обусловлено возникновением магистральной трещины у концентратора напряжения А (рис. 9).
4. Закономерности макролокализации пластического течения на стадии предразрушения при сжатии
Исследование малопластичных материалов при сжатии показало, что мезомеханика развития макрополос локализованного пластического течения на стадии пред-разрушения принципиально одинакова как для растяжения, так и для сжатия. Покажем это на двух примерах.
4.1. Сжатие образцов ионных монокристаллов LiF
Уже при е ~ 6 % в сжимаемом образце LiF возникает продольная заторможенная трещина. Стадии ее развития на узкой грани монокристалла представлены на рис. 10. Исследование полей векторов смещений [11] показывает, что зарождение и динамика развития этой трещины четко коррелируют с динамикой развития сдвигов по четырем сопряженным направлениям т тах.
Рис. 11. Суперпозиция векторов смещений по четырем направлениям ттах в зоне заторможенной продольной трещины
.....v мкм
::: r~Li i ::::::::
:::::::::::
2
::::::::::::::
..............
—................
...............:
----------------------
шщшш
^\Ч\\ЧЧ\\Ч\\\\\\\\
* -, -, л ^\\\\\\^\\Ч\\\\Ч ^ ^ л л ^\\\\\ЧЧ\\Ч\\\\Ч
-*-*•* 1 lA ^\\\\\\\\\л\\\
I l\\\\\\\\\\\
I i^wwwww
I -'.',\\\\\\\\\
---^wwww
200
100
100 200 300 х, мкм
Рис. 12. Поле векторов смещений (а) и поворотная компонента тензора дисторсии (б) в образце Си+ 10%^В2 при сжатии; 8 ~ 18.5 % [12]
Зарождение трещины на конце ступеньки скола (рис. 10, а) связано со сложным взаимодействием двух встречных потоков сдвигов, генерируемых в образце снизу и сверху нагружающим устройством испытательной машины. Продольная деформация в сжимаемом образце развивается снизу и сверху встречными сдвигами по четырем сопряженным направлениям т тах. Схема суперпозиции векторов смещений по четырем сопряженным направлениям максимальных касательных напряжений ттах представлена на рис. 11. Векторная сумма двух сопряженных потоков сдвигов снизу и сверху реализует деформацию образца по схеме сжатия. Суперпозиция четырех сопряженных потоков сдвигов в месте встречи нижнего и верхнего продольных смещений формирует зоны уширения образца при его сжатии. При этом не наблюдается резко выраженной локализации пластической деформации в виде макрополосы по всему сечению монокристалла. Поэтому подобная схема самосогласования локализации деформации не приводит к спонтанному росту трещины.
Возникающее при продольном сжатии образца LiF его поперечное уширение приводит к зарождению трещины продольного расслоения по плоскостям спайности. В то же время, ее развитие вдоль оси сжатия сдерживается четырьмя встречными потоками сопряженных сдвигов снизу и сверху. В ходе эволюции продольной трещины векторы смещений полностью ориентируются в поперечном направлении по схеме обращенного растяжения. Однако зоны пластичности сверху и снизу, сдерживающие развитие продольной трещины, сохраняются на всех стадиях. Это объясняет природу замедленного развития продольной трещины, возникшей до наступления стадии глобальной потери сдвиговой устойчивости деформируемого образца. При зарождении заторможенной трещины на кривой а-8 возникает небольшой участок падения напряжения. Дальнейшая деформация в условиях медленного раскрытия трещины происходит при возрастании деформирующего напряжения.
4.2. Сжатие образцов пористого композита Cu-TiB2
Сочетание высокодисперсного распределения наночастиц TiB2 и высокой пористости материала (~15 %) обеспечило исключительно благоприятные условия для изучения макролокализации деформации при сжатии образцов композита Cu-TiB2. Дисперсное упрочнение наночастицами блокировало кристаллографическое скольжение дислокаций на микромасштабном уровне. Высокая пористость обусловила низкую сдвиговую устойчивость сжимаемого образца на мезо- и макромасштабном уровнях. Это обусловило быстрое развитие многочисленных мезосдвигов по сопряженным направлениям Т max.
Первичная макрополоса локализованного пластического сдвига сформировалась при 8p = 17.5 %. Она обусловила сильный материальный поворот, сопровождающийся возникновением в макрополосе протяженной мезотрещины.
На стадии предразрушения (8p = 18.5 %) сильный материальный поворот в первичной макрополосе обусловил генерацию встречной макрополосы с материальным поворотом противоположного знака (рис. 12, б). Однако в области 3 между макрополосами развивается мощный кристаллографический поворот, который завершается квазихрупким разрушением образца по механизму скола. Магистральная трещина проходит по одной из макрополос локализованной деформации. Образец квазихрупко разделяется на две половины вдоль направления т max.
5. Заключение
Глобальная потеря сдвиговой устойчивости деформируемого образца связана с развитием через все его поперечное сечение двух макрополос локализованного пластического течения, самосогласованных либо по схеме диполя, либо по сопряженным направлениям максимальных скалывающих напряжений. В основе самосогласования лежит необходимость взаимной компен-
сации связанных с макрополосами материальных поворотов разных знаков.
Однако в зоне между макрополосами, согласованными по схеме диполя, развивается кристаллографический поворот, возрастающий с ростом степени деформации. Он обусловливает зарождение и распространение магистральной трещины как аккомодационной поворотной моды деформации. Разрушение развивается квазихрупко.
При взаимодействии макрополос по сопряженным направлениям максимальных касательных напряжений на определенной стадии самосогласуются все поворотные моды деформации. Это обусловливает формирование шейки в режиме вязкого пластического течения. При достижении критической повреждаемости материала самосогласование поворотных мод деформации нарушается и происходит разрушение деформируемого образца. Механизм этого явления требует специального исследования.
Работа выполнена при финансовой поддержке Отделения ЭММПУ РАН, проект № 3.11.3, и гранта Президента РФ для поддержки ведущих научных школ «Школа академика В.Е. Панина» № НШ-2324.2003.1.
Литература
1. Panin V.E. Overview on mesomechanics of plastic deformation and fracture of solids // Theor. Appl. Fracture Mech. - 1998. - V. 30. -No. 1. - P. 1-11.
2. Панин В.Е. Синергетические принципы физической мезомеханики
// Физ. мезомех. - 2000. - Т. 3. - № 6. - С. 5-36.
3. Деревягина Л.С., Панин В.Е., Стрелкова И.Л. Эволюция деформированного состояния в зоне надреза при растяжении поликристаллов NiTi в мартенситном состоянии // Физ. мезомех. - 2000. -Т. 3. - № 5. - С. 83-90.
4. Валиев Р.З., Александров И.В. Наноструктурные материалы, полученные интенсивной пластической деформацией. - М.: Логос, 2000. - 272 с.
5. Тюменцев А.Н., Панин В.Е., Деревягина Л.С., Валиев Р.З., Дубовик Н.А., Дитенберг И.А. Механизм локализованного сдвига на мезоуровне при растяжении ультрамелкозернистой меди // Физ. мезомех. - 1999. - Т. 2. - № 6. - С. 115-123.
6. Панин В.Е., Деревягина Л. С., ВалиевР.З. Механизм локализованной
деформации субмикрокристаллической меди при растяжении // Физ. мезомех. - 1999. - Т. 2. - № 1-2. - С. 89-95.
7. Панин А.В., Клименов В.А., Сон А.А. и др. Особенности пластической деформации субмикрокристаллического a-Fe // Тр. VI Всерос. конф. по физико-химии дисперсных систем. - М.: МИФИ, 2003. - С. 232-236.
8. КоротаевА.Д., Тюменцев А.Н., ПинжинЮ.П. Активация и характерные типы дефектных субструктур мезоуровня пластического течения высокопрочных материалов // Физ. мезомех. - 1998. -Т. 1. - № 1.- С. 23-35.
9. Панин В.Е., Коротаев А.Д., Макаров П.В., Кузнецов В.М. Физическая мезомеханика материалов // Изв. вузов. Физика. - 1998. -№ 9. - С. 8-36.
10. Panin V.E., Deryugin Ye.Ye., Wasman G.I. Shear bands and fracture of imperfect Fe + 3%Si polycrystals // Int. J. of Fracture. - 2001. -V. 107. - Р. 1-10.
11. Панин В.Е., Дерюгин Е.Е., Хэджиконтис В., Мэвромэто К., Эф-таксиас К. Масштабные уровни локализации деформации и разрушения монокристаллов LiF при сжатии // Физ. мезомех. - 2001. -Т. 4. - № 4. - С. 21-32.
12. Ляхов Н.З., Панин В.Е., Дудина Д.В. Разработка конструкционных материалов на основе нанокомпозитных порошков // Физ. мезомех. - 2003. - Т. 6. - № 2. - С. 63-76.
Prefracture stage mechanisms in physical mesomechanics
V.E. Panin, L.S. Derevyagina, Ye.Ye. Deryugin, A.V. Panin, S.V. Panin, and N.A. Antipina
Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS, Tomsk, 634021, Russia
Consideration is given to the development mechanisms of plastic flow macrolocalization at the prefracture stage for materials in tension and compression. It is shown that the development of plastic deformation macrolocalization through the whole specimen crosssection is a necessary condition for the main crack nucleation and propagation. The mesomechanics of the prefracture stage for materials in tension is in principle identical to that for materials in compression.
