Авторефераты по всем темам >>
Авторефераты по физике
На правах рукописи
Деревягина Людмила Сергеевна
ЗАКОНОМЕРНОСТИ УПРУГОПЛАСТИЧЕСКОГО ТЕЧЕНИЯ И РАЗРУШЕНИЯ В ЗОНАХ ЛОКАЛИЗОВАННОЙ ДЕФОРМАЦИИ, ИНИЦИИРОВАННЫХ КОНЦЕНТРАТОРАМИ НАПРЯЖЕНИЙ Специальности:
01.04.07 Ч физика конденсированного состояния, 01.02.04 Ч механика деформируемого твердого тела
АВТОРЕФЕРАТ
диссертации на соискание ученой степени доктора физико-математических наук
Томск - 2010
Работа выполнена в Учреждении Российской академии наук Институте физики прочности и материаловедения Сибирского отделения РАН
Научный консультант: доктор физико-математических наук, академик РАН Панин Виктор Евгеньевич
Официальные оппоненты: доктор физико-математических наук, профессор Макаров Павел Васильевич доктор физико-математических наук, профессор Бондарь Мария Петровна доктор физико-математических наук, профессор Лычагин Дмитрий Васильевич
Ведущая организация: Учреждение Российской академии наук Институт машиноведения Уральского отделения Российской академии наук, г. Екатеринбург
Защита состоится л___ ___________ 2010 г. в ____ ч ____ мин на заседании диссертационного совета Д 003.038.01 при ИФПМ СО РАН по адресу: 634021, г.
Томск, пр. Академический,2/
С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ИФПМ СО РАН.
Автореферат разослан л___ ___________ 2010 г.
Ученый секретарь диссертационного совета доктор технических наук, профессор О.В. Сизова
ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ
Актуальность темы. Разрушение является сложнейшим кинетическим, вероятностным (статистическим), а также многостадийным процессом зарождения, накопления и роста трещин под действием внешних, и внутренних напряжений, развивающимся на разных масштабных уровнях структуры тела и заканчивающимся образованием новых поверхностей в масштабе всего образца. Несмотря на большое число публикаций, посвященных изучению физических процессов при разрушении, эта тема по-прежнему остается в поле пристального внимания исследователей.
Ее актуальность обусловлена тем, что с практической точки зрения, разрушение может быть катастрофически опасным и его надо уметь предотвращать или полезным, и в этом случае надо уметь способствовать его развитию.
К настоящему моменту инженерная теория прочности, основанная на учете реальных физических процессов деформации и разрушения, пока не создана. По словам Штремеля М.А. [1], оправданы и будут сделаны большие вложения в физику разрушения, в понимание процессов и принципов, указывающих пути к созданию высокопрочных материалов.
Самым распространенным, оперативным и экономичным методом оценки механических свойств и разрушения в широком диапазоне температур является испытание металлических материалов на растяжение. Вероятно, поэтому большое количество экспериментальных и теоретических работ посвящено анализу разрушения и локализованной пластической деформации, предваряющей процесс разрушения в шейке. Несмотря на большое внимание к этому вопросу, эти исследования не носят системный характер, как правило, проведены в одноуровневой микроскопической или макроскопической постановке. Наиболее слабо изучены и количественно аттестованы физические процессы, происходящие на мезоуровне. Основная причина отсутствия такого рода исследований связана с тем, что нет автоматизированных методов измерения локальных деформаций, что сдерживает проведение серийных экспериментов.
Однако данные по разрушению, полученные при статическом растяжении, не могут в достаточной мере описать поведение конструкций в условиях их эксплуатации. Работоспособность и надежность конструкций оценивается рядом других характеристик материала, в том числе такой, как трещиностойкость (вязкость), более приближенной к условиям эксплуатации. Трещиностойкость оценивается при испытании крупногабаритных образцов материала в условиях максимально жесткого способа нагружения. При ограниченном количестве материала целесообразно испытывать нестандартные образцы с надрезами, геометрические параметры которых и, следовательно, реализуемая в их вершинах жесткость напряженного состояния изменяются в широком диапазоне. Количественно закономерности пластического течения на мезоуровне в образцах с надрезами не исследованы, и взаимосвязь экстремальных величин характеристик деформации с разрушением не установлена.
Цель диссертационной работы - исследовать в многоуровневой постановке взаимосвязь характера разрушения с закономерностями упругопластического течения в зонах геометрических концентраторов напряжений, реализующих схемы напряженного состояния, жесткость которых изменяется в широком диапазоне.
Для достижения поставленной цели сформулированы задачи:
1. На основе оптико-телевизионного измерительного комплекса, созданного в ИФПМ СО РАН, позволяющего в экспресс - режиме регистрировать поля векторов перемещений, разработать методику расчета компонент дисторсии с использованием линий равных перемещений - изотет. Методика позволит количественно охарактеризовать закономерности пластического течения на мезоуровне с локальностью 300 мкм и менее, обуславливающие развитие пластических зон локализованной деформации в материале под нагрузкой, накопление повреждений и его последующее разрушение.
2. С помощью новой методики провести экспериментально-расчетные оценки деформации на мезоуровне и охарактеризовать количественно закономерности пластического течения, отражающие влияние силового, геометрического и физикомеханических факторов на стадии формирования шейки. Провести детальный анализ для ряда высокопрочных металлических материалов.
3. Провести полный металлографический анализ срединных сечений шейки и фрактографический анализ поверхности разрушения, включая исследования стадийности и микромеханизмов разрушения. На основе сопоставления полученных данных установить взаимосвязь локальных экстремальных характеристик дефор& мации х, y, xy, i, i с разрушением.
4. На примере субмикрокристаллического (СМК) Ti и конструкционной стали ВКС-12 в многоуровневой постановке исследовать конфигурацию и кинетику зон локализованного пластического течения в области надрезов как геометрических концентраторов напряжения с более жестким, чем в шейке плоского образца, напряженным состоянием.
5. Оценить влияние жесткости схемы напряженного состояния на стадийность и микромеханизмы разрушения образцов с надрезами СМК Ti, и стали ВКС12, используя результаты фрактографических исследований и анализа конфигурации зон локализованной деформации.
6. На примере материалов с покрытиями или упрочненными слоями исследовать корреляцию между степенью взаимодействия зон повышенной пластичности от концентраторов напряжения, с одной стороны, с соотношениями толщин и микротвердостей покрытия и основы, а также с характером разрушения композиции, с другой стороны.
Научная новизна работы заключается в том, что все полученные результаты оригинальны по постановке задачи и методу исследования и не имеют аналогов в научной практике исследования процесса разрушения металлических материалов, а именно:
1. На основе оптико-телевизионного измерительного комплекса TOMSC разработана экспериментально-расчетная методика количественных оценок компонент дисторсии в малых полях зрения, в областях локализованной упругопластической деформации с большими градиентами, с использованием линий равных перемещений - изотет. Достоинство методики состоит в том, что она позволяет количественно характеризовать деформированное состояние на мезоуровне.
2. С использованием данной методики выявлены количественные закономерности пластического течения на мезоуровне в симметричных и несимметричных шейках, сформированных при растяжении новых высокопрочных материалов, таких, как конструкционная сталь ВКС-12 и -Fe, Ti, Cu в СМК состоянии, обусловленные различием картин распределения линейных, сдвиговых компонент деформации и интен- сивности деформации. Вскрыта взаимосвязь локальных экстремальных величин ин& тенсивности деформации i с зарождением разрушения.
3. Экспериментально установлен характер влияния жесткости напряженного состояния на количественные закономерности пластического течения, стадийность и микромеханизмы разрушения в образцах стали ВКС-12 и СМК титане. Обнаружен узкий интервал критических значений показателя жесткости напряженного состояния кр, в котором процесс организации пластического течения является двухстадийным.
Выше и ниже кр закономерности пластического течения развиваются в одну стадию.
4. На основе многоуровневого подхода физической мезомеханики для широкого круга композиций с покрытиями количественно исследована эволюция локальных характеристик деформации при статическом растяжении. Выяснены причины возникновения концентраторов напряжений в материалах с покрытиями. Установлено влияние соотношения толщин и микротвердостей покрытия и основы на вид действующих концентраторов напряжений, конфигурацию обусловленных ими пластических зон и их взаимодействие, а также на характер разрушения при растяжении композиционного материала.
Положения, выносимые на защиту:
1. Разработанная для количественной оценки закономерностей пластического течения, в том числе на стадии предразрушения, экспериментально-расчетная методика измерения локальных характеристик деформации на макро - и мезоуровнях.
Данная методика основана на анализе полей векторов смещений, рассчитанных с помощью оптико-телевизионного комплекса, и на использовании линий равных перемещений - изотет.
2. Комплексный подход, позволяющий с единых позиций рассмотреть во взаимодействии многоуровневые процессы пластического течения и разрушения, при котором фрактографическому анализу стадийности и микромеханизмов разрушения должна предшествовать количественная аттестация локального деформированного состояния объекта в зонах локализованной упругопластической деформации.
3. Установленные закономерности локализованной пластической деформации в симметричной и несимметричной шейках в условиях растяжения. Показано, что они обусловлены сходством и различием картин распределения линейных, сдвиговых компонент деформации и интенсивности деформации. Зарождение процесса разрушения, независимо от типа шейки, происходит в локальных зонах с максимальной величиной интенсивности деформации.
4. Установленный c помощью анализа линий равного уровня интенсивности деформации характер влияния показателя жесткости исходной схемы напряженного состояния П на стадийность, геометрические параметры зон локализованной пластичности и на месторасположение области с максимальной величиной формоизменения, определяющей будущий очаг разрушения, при растяжении стали ВКС-12 и субмикрокристаллического титана.
5. Систематизация видов организации макрозон локализованной пластичности в материалах с покрытиями под нагрузкой, обусловленная типом действующих концентраторов напряжений, величиной соотношения толщин и микротвердостей покрытия и основы, взаимодействием концентраторов напряжений друг с другом, определяющим последующий характер разрушения.
Научная и практическая ценность диссертационной работы и реализация ее результатов 1. По сравнению с ранее известными, предложенный в диссертационной работе метод радикально сокращает затраты труда на измерение локальных характеристик деформаций, так как исключает процессы предварительной специальной обработки поверхности исследованных образцов, обработку фотоматериалов и, наконец, расчет характеристик деформации полностью компьютеризирован.
2. Процесс аттестации деформированного состояния упрощается для всего периода формоизменения исследуемого образца от малых степеней пластических деформаций до стадии предразрушения. Это особенно важно для анализа процесса разрушения, взаимосвязанного с локализованной пластической деформацией. Проанализировать стадию предразрушения с помощью распространенного метода измерения деформаций с использованием сеток нельзя из-за размытия сетки при больших степенях деформации. В методе фотоупругих покрытий необходима дополнительная переклейка фоточувствительного покрытия.
3. Из анализа изолиний равных уровней интенсивности скорости деформации & i, рассчитанных предложенным методом, может быть получена количественная информация о форме зон локализованной деформации, их размерах и градиентах в них деформаций, чрезвычайно важная для анализа процесса разрушения и для количественной оценки трещиностойкости KIC.
4. Предложенный метод измерения локальных деформаций позволяет:
Ц провести полную количественную аттестацию деформированного состояния в симметричной и наклонной шейках и выявить для них различия в картинах распределения всех характеристик деформации, что связано и отражается на характерах их разрушения;
Ц по анализу изолиний равного уровня интенсивности деформаций можно исследовать конфигурацию, размеры и взаимодействие зон локализованной деформации в материалах с покрытиями при их растяжении, изучить влияние соотношения толщин и микротвердостей покрытия и основы и других внешних и внутренних факторов на кинетику деформированного состояния композиционного материала.
5. Картины распределения линейных и сдвиговых компонент деформации и области экстремальных их значений очень важны для анализа механизмов повреждаемости материала на мезомасштабном уровне и соответствующего деформационного упрочнения материала.
6. Разработанный метод измерения локальных деформаций, а также предложенный комплексный подход к изучению процесса разрушения, может быть эффективно использован для детального анализа деформированных состояний в зонах разнообразных геометрических концентраторов напряжений, не исследованных в настоящей работе.
Достоверность результатов исследований и выводов обеспечивается корректностью постановки задачи, использованием современного комплекса методов исследования пластического течения и разрушения металлических материалов, воспроизводимостью результатов эксперимента, качественным согласием полученных результатов с опубликованными данными, полученными другими авторами и другими методами.
ичный вклад автора состоит в выборе цели и постановке задач, разработке нового метода исследований, определяющего научную новизну и практическую значимость работы. На основе оптико-телевизионного измерительного комплекса [2] автором разработана методика расчета локальных характеристик деформаций с использованием линий равных перемещений - изотет. С помощью разработанного метода впервые были идентифицированы и оценены количественно компоненты деформации на базе 300 мкм и менее в области шейки и в окрестности геометрических концентраторов напряжений типа надрезов Менаже для широкого класса материалов. Экспериментальная часть работы автором диссертации выполнена в творческих коллективах в качестве ответственного исполнителя или руководителя.
Основными соавторами опубликованных работ являются академик РАН Панин В.Е. и кандидаты технических наук Стрелкова И.Л. и Гордиенко (Мирхайдарова) А.И. - бывшие дипломницы автора. Автор принимала активное участие в постановке задач их кандидатских работ, в проведении экспериментальной части и обсуждении полученных результатов.
Апробация работы. Основные результаты исследований, обобщенные в диссертационной работе, доложены и обсуждены более чем на 40 Всероссийских, и Международных научно-технических конференциях, семинарах и совещаниях, в том числе: XLIII Международной конференции Актуальные проблемы прочности, Витебск, Беларусь, 2004 г.; VI International Conference for Mesomehanics, Patras, 31 мая-4 июля, Greece, 2004; Международной научно-технической конференции Динамика, прочность и ресурс машин и конструкций, Киев, Украина, 2005 г.; VII Международной конференции ОТТОМ-7, Харьков, Украина, 2006 г.;
XVI European Conference of Fracture, Alexandroupolis, Greece, 2006; Международных конференциях Физика прочности и пластичности материалов, Самара, 2006, 2008 гг.; IX Всероссийском съезде по теоретической и прикладной механике, Нижний Новгород, 2006 г.; Международных конференциях по физической мезомеханике, компьютерному конструированию и разработке новых материалов, Томск, 2004, 2006, 2008 гг.; Всероссийской конференции Деформирование и разрушение структурно-неоднородных сред и конструкций, Новосибирск, 2006 г.; International congress on fracture Fracture Mechanics in Design of Fracture Resistant Materials and Structures Moscow, 2007; V Всероссийской конференции Механика микронеоднородных материалов и разрушение, Екатеринбург, 2008 г.; ХI Международной конференции Нанотехнология и формирование прочностных и физических свойств: механизмы пластической деформации и разрушения, диффузионные процессы, транспортные процессы, в магнитных и проводящих нанокристаллических материалах, Екатеринбург, 2008 г.; Международной школе-семинаре Многоуровневые подходы в физической мезомеханике, Томск, 2009 г.; IV Российской научно-технической конференции Ресурс и диагностика материалов и конструкций, Екатеринбург, 2009 г.; XVII Международной конференции Физика прочности и пластичности материалов, Самара, 2009 г.; XI Международной конференции, Высокие давления Судак, Украина, 26-30 сентября, 2010 г.; VI Международной конференции Прочность и разрушение материалов и конструкций Оренбург, 20-22 октября 2010 г.
Публикации. По теме диссертации опубликовано 45 печатных работ, из них - в ведущих рецензируемых научных журналах и изданиях, рекомендованных ВАК, 22 - в тематических сборниках.
Структура и объем работы. Диссертационная работа состоит из введения, четырех глав, основных результатов и выводов, приложения, списка использованной литературы из 274 наименований, всего 305 страниц, включая 1рисунков и 19 таблиц.
ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ ДИССЕРТАЦИОННОЙ РАБОТЫ Во введении обоснована актуальность исследуемой проблемы; излагаются цели и задачи исследования; показана научная и практическая значимость; новизна работы; сформулированы основные положения, выносимые на защиту.
В первом разделе ретроспективно представлены достижения, касающиеся существующих к настоящему моменту методов измерения деформаций. Кратко описаны такие универсальные методы, как метод реперных точек и метод сеток. Изложены принципы работы ряда оптико-интерференционных методов, функционирующих в настоящее время и далее развивающихся. Среди них классический метод муара, минимизирующий погрешность измерения метода сеток с малой базой измерения, наиболее развитые к настоящему моменту методы фотоупругости, фотопластичности и фотоупругих покрытий, основанные на свойстве двойного лучепреломления некоторых прозрачных материалов. Кратко описаны физические принципы, на которых основаны новейшие методы голографической интерференции измерения деформаций.
Вывод проведенного анализа состоит в том, что универсальный, общепризнанный метод измерения деформаций отсутствует. Все методы имеют свой диапазон измерения, свои погрешности, достоинства, недостатки и дополняют друг друга. Основной недостаток перечисленных методов Ч большие временные трудозатраты в связи с малой их автоматизацией и компьютеризацией. Предлагаемый оптикотелевизионный метод измерения деформаций в значительной мере их компенсирует.
Изложен метод расчета локальных деформаций на основе анализа изотет - линий равных перемещений, построенных с помощью оптико-телевизионного измерительного комплекса TOMSC. В предлагаемом методе при расчете деформаций исходили из того, что исходные экспериментальные данные, полученные в виде изолиний равных перемещений, в оптико-телевизионном методе и в методах муара, сеток, спекл- и голо-интерферометрии являются аналогичными.
Апробация оптико-телевизионного метода измерения полевых деформаций проведена на примере расчета зон пластического течения в плоском образце с надрезом Менаже, для которого характер распределения касательных напряжений, дающих наглядное представление об упруго деформированном объеме, известен.
На рис.1 а,б показано распределение локальных величин интенсивности скорости & деформации i в области надреза при степени макродеформации образца = 20 %..
& Картина распределения i в пространстве имеет куполообразный вид с максималь& ным значением i в смещенной от вершины надреза области. Зоны у надреза имеют двулепестковую форму. Такая же форма зон обнаружена методом фотоупругих покрытий, а также предсказана в расчетах Б. Кирша [3] при решении задачи об упругих деформациях тонкой бесконечной пластинки, ослабленной круговым отверстием.
а б & Рис. 1. Распределение интенсивности скорости деформации i (а) и соответствующие им линии равного уровня (б) в медном образце с надрезом Исходя из полученных результатов, предложенная методика может быть рекомендована для анализа формы, размеров зон пластичности, а также для оценки градиентов локальных характеристик деформации в зонах.
Во втором разделе исследуются закономерности пластического течения на мезоуровне и обусловленный ими процесс разрушения в области геометрических концентраторов напряжений с малыми показателями жесткости напряженного состояния. В качестве такого концентратора рассмотрена шейка и заключительная стадия локализованной деформации в шейке, предшествующая разрушению. Исследованы стадийность и микромеханизмы процесса разрушения, взаимосвязь очага разрушения с локальными экстремальными характеристиками деформации.
Приведен краткий обзор литературных данных. Из приведенного обзора следует, что развитию шейки и последующему в ней разрушению посвящено большое количество работ. Однако авторы этих работ, как правило, решают рассматриваемую проблему в одноуровневой постановке, анализируя либо деформированное состояние, либо микроструктурные аспекты пластического течения и разрушения.
Подробно процессы пластической деформации в шейке и развития в ней разрушения при растяжении исследованы на микроуровне. Основное внимание уделяли исследованию эволюции дислокационных структур в шейке. Этим вопросам посвящены фундаментальные исследования члена-корреспондента РАН Рыбина В.В [4], академика НАНУ Трефилова В.И., членов корреспондентов НАНУ Фирстова С.А.
и Мильмана Ю.В. Теоретически и экспериментально изучали дислокационные микромеханизмы зарождения, слияния и роста трещин Стро А.Н., Инденбом В.Л., Лебедев А.А., Чаусов Н.Г., Березин А.В., а также А.Х. Котрелл и др.
В рамках механики разрушения шейку исследовали теоретически П. Бриджмен., Давиденков Н.Н., Важенцев Ю.Г Д.М. Норис., Экспериментально, методами муаровых полос, фотоупругих покрытий, голографической интерференции, тензометрии, пластическое течение в шейке изучали Сегал В.М., Резников В.И., Албаут Г.Н.
[5], Ахмедзянов М.Х., Зуев Л.Б. и др.
Наиболее слабо изучены и количественно аттестованы закономерности пластического течения в шейке на мезоуровне. Работы, включающие количественные данные о локальных характеристиках деформации, их эволюции во времени, в сопоставлении с анализом стадийности и микромеханизмов процесса разрушения отсутствуют.
В рамках физической мезомеханики Паниным В.Е. с соавторами [6] была предложена модель и сформулирована концепция, согласно которой необходимым условием пластической деформации в шейке является согласованное развитие сдвигов в макрополосах локализованной деформации, фрагментации материала на мезомасштабном уровне в прилегающих областях и дислокационной деформации на микромасштабном уровне. Нарушение этого согласования в шейке должно приводить к развитию трещины и разрушению. Но вопрос о причинах и факторах, которые вызывают нарушение согласования пластического течения и определяют момент, когда и как оно произойдет, остается невыясненным. Во многом данная ситуация сохраняется из-за отсутствия экспресс-методов измерения локальных упругопластических деформаций.
Преимущества оптико-телевизионного измерительного комплекса для исследований подобного рода очевидны. Большой информационный материал по эволюции деформированного состояния может быть получен in situ в ходе испытания механических свойств материала, при этом трудозатраты на расчет характеристик деформации и их графическую визуализацию сведены к минимуму. С его помощью можно поэтапно проанализировать кинетику деформированного состояния от начала пластического течения до момента разрушения образца в шейке. Завершение этих исследований металлографическим анализом центральных осевых сечений шейки на разных стадиях ее формирования и изучением фрактограмм позволило установить:
Ц где, как и в какой связи с экстремальными величинами локальных линейных и сдвиговых характеристик деформации, а также других производных характеристик деформации происходит зарождение трещин;
Ц каковы стадийность роста магистральной трещины и факторы, влияющие на характер разрушения;
Ц каковы микроструктурные механизмы зарождения и роста трещин на каждой стадии процесса разрушения.
Поскольку вероятность снижения сопротивления опасному хрупкому разрушению увеличивается у высокопрочных материалов, анализ закономерностей локализованного течения и разрушения проводили для высокопрочных материалов с разным структурно-фазовым состоянием. Исследованные в работе материалы разделены на три группы. Первая группа: высокопрочная, конструкционная сталь ВКС-12, авиационного назначения, разработанная ФГУП ВИАМ. Во вторую группу включены субмикрокристаллические (СМК) материалы, полученные равноканальным угловым прессованием: СМК -Fe и титан марки ВТ1-0 в двух структурных состояниях. Одно состояние было получено после восьми проходов равноканального углового прессования, другое - после дополнительной деформации на 48% холодной экструзией. К третьей группе материалов относится двухфазный псевдосплав Cu - 25 % Cr, структура которого представляет собой медную матрицу с бимодальным характером распределения частиц хрома по их размеру. Появление крупных включений как макроконцентраторов напряжений, по- видимому, должно влиять на закономерности пластического течения в шейке и разрушение. Этот материал также был включен в настоящую работу.
Было обнаружено, что шейка:
Ц может быть симметричной, как в сталях ВКС-12, Ст3, 30ХГСА, крупнокристаллических титане, меди, сплаве NiTi в низкотемпературной фазе, - или несимметричной (наклонной), развивающейся в исследованных субмикрокристаллических материалах, - может формироваться на геометрическом концентраторе напряжений типа трещина, как в композиционном материале Cu - 25 % Cr.
Установлено, что ведущим механизмом в зарождении и эволюции симметричной и наклонной шейках является развитие двух макрополос локализованной деформации вдоль сопряженных направлений максимальных касательных напряжений. Реализуемое в процессе деформации соотношение сдвигов в макрополосах и, следовательно, формирование симметричной или несимметричной шейки, зависит от способности материала сохранять или утрачивать достаточную степень упрочнения с ростом степени деформации. В образцах стали ВКС-12 формируется симметричная шейка, в которой до момента разрушения сохраняется высокое деформационное упрочнение. В исследованных СМК материалах (-Fe и титане) формируется наклонная шейка, так как в них, из-за технологии изготовления, значения пределов текучести и прочности сближаются, а созданная в ходе равноканального углового прессования (РКУП) дефектная подсистема оказывается неустойчивой при последующем растяжении и в макрополосах локализованной деформации интенсивно разрушается. В шейке происходит образование разупрочняющихся макрополос с ростом степени деформации. При увеличении внешнего напряжения в ведущей макрополосе симметричной шейки скорость деформации возрастает, что приводит к ее упрочнению. Повышенное упрочнение в ней и связанная со сдвигом поворотная мода деформации создает при заданных граничных условиях (неизменность оси нагружения) условия для продолжения деформации в другой, ведомой макрополосе. Развитие симметричной шейки поддерживается, пока сохраняется баланс между упрочнением двух макрополос локализованной деформации. Это хорошо иллюстрируют картины распределения характеристик деформации (рис. 2).
Величина сдвиговой компоненты в сопряженных макрополосах локализованной деформации на рис. 2, б почти одинаковая. В результате перекрытия макрополос в центральном объеме симметричной шейки ее пластическое течение усиливается.
Поэтому экстремальные значения величин линейных компонент деформации и интенсивности деформации находятся в центральном объеме шейки. Центральный объем шейки характеризуется также большими градиентами деформации.
Величины сдвиговой и поворотной компонент дисторсии (рис. 2, б) экстремальны в каждой четверти шейки, уменьшаясь к центру шейки с некоторым градиентом по величине. Поскольку сдвиги со знаком плюс связаны с одной макрополосой, а со знаком минус - с другой, знак их последовательно от четверти к четверти изменяется на противоположный. Полученная в работе количественная оценка поворотной моды, по-видимому, чрезвычайно важна.
Так, например, Рыбин В.В. связывает ротационные моды деформации и фрагментацию с антисимметричной частью тензора дисторсии как отклик структуры на их существование. Поэтоа му факт существования в шейке поворотных мод деформации, отсутствующих на равномерной стадии деформации и вносящих свой, по сравнению с линейными компонентами, вклад в дислокационную структуру материалов, б очень важен. Материальный поворот, сопровождающий сдвиг в каждой макрополосе, должен компенсироваться кристаллографическими поворотами в окружающем материале за счет его фрагментации. Материальные в повороты разных знаков в сопряженных макрополосах создают кристаллографические повороты и фрагментируют материал в шейке. По сравнению с симметричной шейкой в образцах стали ВКС-12 в несимметричных шейках субмикрокристаллических материалов выявлены следующие различия:
г 1. Процесс формирования шейки в СМК материалах двухстадийный. На первой короткой стадии наблюдается формирование симметричной или близкой к ней шейки с типичными для нее картинами распределения линейных и сдвиговых компонент.
д Симметричная шейка развиваетРис. 2. Картины распределения величин ся, как правило, до момента, пока х (а, г), ху (б), i (в), ~ 8,9 % сохраняется способность матеи эпюры главных деформаций вдоль центральной продольной оси шейки риала упрочняться.
в стали ВКС-12, ~ 7,2 % (д) 2. При последующем нагружении образца наблюдается нарушение симметрии шейки вследствие ускоренного развития деформации в ведущей макрополосе. Это приводит к перераспределению величин линейных, сдвиговых компоа нент деформации и интенсивности деформации (рис. 3).
Стадию перехода симметричной шейки в несимметричную иллюстрирует график количественных изменений сдвиговой компоненты в макрополосе 1Ц1 по сравнению с макб рополосой 2Ц2 (рис. 4, а). Изменяется отношение величин сдвиговой компоненты xy к линейным x и y (рис. 4, б). К моменту разрушения сдвиговая компо-нента превышает линейную компоненту в 2,5 раза. Если в симметричной шейке обв ласти с максимальными линейными и сдвиговыми компонентами разнесены друг от друга по площади шейки, то в несимметричной - они располагаются вдоль одного направления. В результате формируется мощная полоса локализованной дег формации с максимальной веРис. 3. Линии равного уровня компонент личиной прошедшего в ней деформации на стадии формирования наклонной шейки в СМК -Fe, формоизменения. Резкое отли 4,5 (а, б), 6,2 % (вЦг) чие в картинах деформирован- ного состояния отражается на характере разрушения материалов с симметричной и наклонной шейками.
С деформационной точки зрения, наиболее опасной для зарождения несплошностей и их последующего объединения в микротрещины является область максимального формоизменения, количественно оцениваемая величиной интенсивности & деформации i. С силовой точки зрения, для возникновения несплошностей наиболее опасна область объемного напряженного состояния, в которой развиваются локальные зоны гидростатического растяжения. Исходя из этого, для развития трещин наиболее благоприятен центральный объем шейа ки, поскольку как для симметричной, так и для наклонной шейки в нем наблюдаются максимальные величины интенсивности деформации i и объемности напряженного состояния. Наличие максимальной плотности макропор в центральной области шейки подтверждают как б металлографический анализ ценРис. 4. Изменение максимальной величины тральных продольных сечений шеmax сдвиговой компоненты в 1-й и 2-й xy ек стали ВКС-12 (рис. 5 а,б) и СМК макрополосах (а), изменение отношения = xy x сдвиговой компоненты ху титана, проведенный незадолго до к линейным х (пунктирная) и y (сплошная) (б) разрушения, так и результаты исс ростом степени деформации в стали ВКС-и субмикрокристаллическом -Fe следований поверхностей изломов (рис. 5 в, г).
В описанных материалах первая протяженная стадия разрушения начинается с развития магистральной трещины в центральном объеме шейки отрывом под действием нормальных растягивающих а б напряжений с формированием плоского дна чашечки в симметричной шейке (области А на рис. 6, а или области 1 на рис. 6, б в субмикрокристаллическом титане). По мере приближения трещины к поверхности образца объемв г ное напряженное состояние измеРис. 5. Зарождение трещин в центральном продольном сечении шейки стали ВКС-12 (а, няется в сторону плосконапряб), частицы в ямках на изломе образцов стали женного. Усиливается влияние ка- ВКС-12 (в) и СМК армко-железа (г) сательных напряжений и формируется наклонная часть излома срезом в симметричной шейке вдоль двух равномощных полос, в наклонной Ч вдоль ведущей. Это согласуется с известным тезисом механики сплошной среды [7], согласно которому распространение трещины в условиях выраженного объемно-напряженного состояния энергетически выгодно при плоской деформации, то есть отрывом, а при плосконапряженном состоянии Ч срезом, вдоль направления максимальных касательных напряжений.
Процесс разрушения, как и деформации, - многомасштабный, поэтому для выяснения полной картины важно проанализировать процессы, развивающиеся на микроструктурном уровне. Для этого исследовали микроструктурные механизмы разрушения. Это помогло выявить факторы, влияющие на скорость процесса разрушения, на величину i, отражающую релаксационную способность материала и разрушение одновременно.
В сталях ВКС-12, 30ХГСА, Ст3 разрушение обнаруживается по росту плотности пор и появлению микротрещин. Микротрещины, как правило, располагаются в окрестности включений вторичных фаз, поэтому одним из структурных ми- кромеханизмов разрушения сталей является зарождение несплошностей при торможении процессов микропластической деформации частицами (рис.5, а,б). Это подтверждают результаты фрактографических исследований. На картинах поверхностей изломов сталей с ямочным характером разруше а ния в ямках обнаруживаются частицы (рис. 6а).
Таким образом, обнаруженные в исходной структуре стали ВКС-12 дисперсные карбидные фазы V2C, VC, а также другие не идентифицированные крупные частицы, наблюдаемые на полированной поверхности стального образца, являются важнейшим структурным фактором, определяющим особенности их декогезии. Это связано с тем, что вторые фазы имеют, как правило, сложные кристаллические ре б шетки, обладают высокими Рис. 6. Вид поверхностей разрушения стали ВКС-12 (а) и СМК титана типа I (б) значениями твердости, повы- шенной хрупкостью и существенно отличаются от металлических составляющих сплавов по теплофизическим и механическим свойствам. Вследствие этого увеличение дисперсности вторых фаз и их равномерное распределение в матрице будет способствовать росту сопротивления разрушению.
Микроструктурный механизм разрушения путем торможения на частицах типа Fe3C наблюдали в субмикрокристаллическом -Fe (рис. 5, г). Возможно, что это не единственный микромеханизм зарождения пор в данном материале. В.Е. Панин с соавторами предлагают другой микромеханизм разрушения [8]. Они считают, что рост пор обусловлен термодинамическими причинами, вызванными неустойчивостью системы в локальных зонах гидростатического растяжения, в результате чего происходит распад системы на две фазы: основной кристалл и несплошности.
В отличие от вышеописанных материалов, в СМК титане не обнаружено частиц второй фазы. Известно, что одним из структурных механизмов разрушения в крупнозернистом титане является образование мелких пор преимущественно в местах стыков трех зерен, последующий их рост с формированием цепочек, а при их раскрытии - микрополостей. Поскольку с уменьшением размера зерен и при переходе к ультрамелкозернистому состоянию плотность границ зерен и их доля в объеме материала увеличиваются, возрастает число тройных стыков границ зерен, можно предположить, что этот механизм разрушения сохраняется и в СМК титане.
В двухфазном псевдосплаве Cu - 25 % Cr из-за слабой взаимосвязи на границе раздела крупной частицы хрома, выходящей на поверхность образца, и медной матрицы, еще до момента формирования шейки, развивается трещина, являющаяся мощным концентратором напряжений. Разрушение в зоне данного концентратора псевдосплава проходит отрывом, то есть в условиях большой жесткости схемы напряженного состояния.
В третьем разделе анализируются более жесткие, чем в шейке, схемы напряженного состояния, наблюдающиеся у вершин трещин или надрезов. Шейка, анализу которой была посвящен второй раздел, представляет собой геометрический концентратор напряжения с малой жесткостью схемы напряженного состояния, реализуемого в ней. Поэтому данные по разрушению в шейке не могут в достаточной мере описать поведение конструкций в условиях их эксплуатации. В зависимости от объемности напряженного состояния, реализуемого в вершине геометрического концентратора напряжений, исследуемый материал может иметь хрупкий, квазихрупкий или вязкий характер разрушения. Стремясь понять и физически описать процесс вязкого разрушения, исследователи вынуждены обращаться к анализу изломов и к топографии и строению зон локализованной пластичности, предшествующих разрушению, сформированных концентраторами напряжений, у которых жесткость напряженного состояния изменяется в широком диапазоне.
Для оценки жесткости напряженного состояния используется величина = T [9], где = 1 3(1 + 2 + 3 ) - среднее нормальное напряжение, 1, 2, 3 - главные напряжения; = 0,5SijSij - интенсивность касательных напряжений, Sij - компоненты девиатора напряжений. Она характеризует уровень среднего нормального напряжения относительный к интенсивности касательных напряжений, обеспечивающих пластичность. Наибольшие изменения K достигаются не при смене механической схемы деформирования, а при испытании образцов с надрезами. Для качественной оценки жесткости схемы напряженного состояния Скудновым В.А [10] используется показатель жесткости = 1.5 + 3 ln(1 + t 4 R), где t - толщина образца; R - радиус выточки. В этот показатель не входят такие параметры, как предел текучести 0.2, температура Т, скорость деформирования Vдеф, которые также определяют напряженное состояние, поэтому сравнивать нужно образцы, изготовленные из одного материала и растянутые при одинаковых внешних условиях.
Важность обобщений закономерностей накопления дефектов в зонах локализованной пластичности, связанная с обеспечением безопасности эксплуатации конструкций, побуждает исследователей к поиску разнообразных методов изучения этой стадии пластического течения и разрушения. Как отмечает Л.Р. Ботвина [11], существующие методы для анализа зон локализованной пластичности чрезвычайно трудоемки для осуществления количественных оценок. Закономерности пластического течения в зонах концентраторов напряжений не описаны количественно в терминах локальных величин линейных, сдвиговых компонент деформации, интенсивности деформации, и связь процесса разрушения с ними остается неизученной.
С помощью оптико-телевизионного измерительного комплекса оценено влияние вариации жесткости схемы напряженного состояния на взаимосвязь упругопластического течения с макрохарактером и микромеханизмами разрушения.
Для удобства сравнения в качестве материала исследования взяли субмикрокристаллический титан в двух структурных состояниях и высокопрочную сталь ВКС12, для которых закономерности пластического течения и разрушения в шейке подробно исследованы. В таблицах 1-3 приведены геометрические характеристики исследованных образцов и надрезов (t Ч толщина образца, R Ч радиус надреза), а также значения показателей . На рис. 7, 8 представлены диаграммы растяжения исследуемых материалов. Установлены значения показателя жесткости напряженного состояния для чувствительных (то есть охрупчивающихся) и не чувствительных к надрезу образцов.
Проведен качественный и количественный анализ конфигураций упругопластических зон, формирующихся у надрезов с разными показателями П. Обнаружено, что конфигурация зон пластического течения зависит от прочностных свойств материала и от показателя жесткости исходной схемы напряженного состояния .
Процесс формирования зон локализованного течения у надрезов может проходить в несколько стадий, в ходе которых их конфигурации резко меняются. Стадийность процесса формирования зон упругопластического течения наблюдали в образцах СМК титана типа I с надрезами с = 1,82.
На первой стадии наблюдается формирование зон, соответствующих двум лепесткам, замкнутым на вершину трещины (рис. 9, в). В зонах с такой конфигурацией & максимальная величина интенсивности скорости деформации i наблюдается у вершины надреза.
Таблица 1. Характеристики надрезов образцов СМК титана типа I Образец R, мм h t, мм Образец без надрезов 1 Ч Ч 0,85 Образцы с двумя надрезами 2 1,975 0,25 0,88 1,3 0,125 0,25 0,87 4,4 0,125 0,5 0,91 4,Таблица 2. Характеристики надрезов образцов СМК титана типа II Образец R, мм h t, мм Образец без надрезов 1 Ч Ч 0,9 Образцы с двумя надрезами 2 1,975 0,25 0,86 1,3 0,125 0,25 0,87 4,4 0,125 0,5 0,95 4,Образец с одним надрезом 5 0,09 1,5 1,94 7,а б Рис. 7. Диаграммы растяжения СМК титана типа I (а):
1 Ч образец без надрезов, 2Ц4 Ч образцы с надрезами ( = 1,82 (2), 4,5 (3), 4,61 (4)) и типа II (б): 1 Ч образец без надрезов, 2Ц4 Ч образцы с надрезами ( = 1,8 (2), 4,52 (3), 4,69 (4)), 5Ц образец с одним надрезом, = 7, Таблица 3. Типы исследуемых образцов стали ВКС-и некоторые их характеристики Образец Радиус Толщина Шири- Показа- стали надреза образца на об- тель же№ н S Vдеф 103, В ВКС-12 R, мм t, мм разца сткости п/п В W, мм с-1 S Однород. Ч 0,85 2,85 1 0,11 образец.
Шейка однород. 6,65 0,7 1,52 0,1обр.
2 Тип 2 7,975 0,87 2,91 1,59 0,168 1,3 Тип 3 0,125 0,87 2,91 4,52 0,168 1,4 Тип 4 0,125 0,93 2,99 4,65 0,168 0,1 1,5 Тип 5 0,125 1,12 2,91 5,03 0,296 0,17 0,6 Тип 6 0,09 1,44 2,85 6,32 0,275 0,31 0,7 Тип 7 0,09 1,5 2,88 6,42 0,275 0,37 0,8 Тип 8 0,09 2,49 10,04 7,7 0,296 0,45 0,9 Тип 9 0,088 4,99 11,91 9,66 0,166 0,54 0,10 Тип 10 0,075 4,97 11,36 10,09 0,421 0,57 0,11 Тип 10 0,075 4,97 11,28 10,09 0,421 0,79 0,На второй стадии в результате пластического течения и сглаживания кривизны надреза жесткость напряженного состояния снижается, и область с максимальной величиной формоизменения перемещается к центру образца. Конфигурация зон изменяется (рис. 9, е). В момент, предшествующий разрушению, развивается заключительная стадия, на Рис. 8. Диаграммы растяжения стали ВКС-12: 1 Ч образец без надреза, которой максимальная интенсивность 2Ц10 Ч образцы с надрезами деформации достигается в центральной части объема шейки подобно тому, как это наблюдали в шейке однородного образца (рис. 9, к). Таким образом, существует некоторое критическое значение кр. (или узкий интервал этих значений) для данного материала. Если П образцов с надрезом больше или меньше кр, то формирование зон проходит в одну стадию. Так, в образцах СМК Ti типа II c 4,52 и для образцов стали ВКС-12 с 4,65 формируются зоны двухлепестковой конфигурации (рис. 10). С ростом степени деформации конфигурация зон качественно не меняется, однако размер зон увеличивается.
Это связано с увеличением кривизны надреза из-за прошедшей пластической деформации и уменьшения реализуемой в вершине надреза жесткости схемы напряженного состояния. Характер распределения деформаций в двухлепестковой Ux Uy = 0,9 % а б в = 2,3 % г д е ж з и = 7,2 % к л Рис. 9. Поля продольных (Ux) и поперечных (Uy) компонент векторов смещений (аЦб, гЦд, зЦи) и распределение интенсивности деформации (в, е, к) в образце СМК титана типа I с = 1,82; картина муаровых полос для полосы с боковыми вырезами (ж) * и траектория излома (л) зоне крайне неравномерный (рис. 10). Область максимального формоизменения, то есть область, в которой материал характеризуется наименьшим запасом пластичности или наибольшей дефектностью, определяет местоположение будущего очага разрушения. В одну стадию формируются зоны локализованного течения в образцах с надрезами СМК титана типа II c =1,8 и меньше. Конфигурация зон пластичности, формируемых концентратором с малой жесткостью схемы напряженного состояния, подобна той, что имеет место в шейке (рис. 2).
а б в г д е Рис. 10. Картины деформационного рельефа при = 1,5 % (а), изолиний Ux (б) и Uy (в) и разрушения (г) образца № 3 из стали ВКС-12 с 4,Для материалов с низкой прочностью наблюдали вторичные зоны пластичности (рис. 11). Это связано с формированием в надрезе более мощного концентратора напряжений - трещины, прорастающей в таком материале по всей толщине образца. В высокопрочных материалах вторичные зоны на лиа цевых гранях не наблюдаются, так как магистральная трещина в них развивается в объеме образца и не прорастает до боковых граней из-за большой стесненности пластической деформации поперечными напряжениями. Этот вывод подтверждается результатами анаб лиза изломов (рис. 12). Но, прежде чем перейти к изломам, отметим следующий факт. Несмотря на различия в форме и количестве зон пластичности, инициированных концентраторами, характер зависимости полярного угла Ф (соответствующего наибольшему радиус-вектору Rmax) от показателя жестков сти для всех исследованных образРис. 11. Зоны пластичности (а, б) цов и материалов одинаковый, а имени разрушения (в) СМК титана типа I в образцах с надрезами с = 4,но: с ростом показателя жесткости П угол Ф уменьшается. Так, например, в образце № 3 субмикрокристаллического титана типа I угол Ф1 = 57 для первичных полос, инициированных надрезами с = 4,5, уменьшился до Ф2 = 43 для вторичных полос, инициированных трещиной, являющейся более сильным концентратором, чем надрез (рис.11, а). Такую же зависимость от показателя жесткости П а проявляет угол Ф в образцах стали ВКС-12. Следовательно, параметр лугол Ф можно рассматривать как индикатор качественной оценки жесткости схемы напряженного состояния в окрестности изучаемого концентратора напряжений. Уменьшение угла Ф свидетельствует об лужесточении схемы напряженного состояния, благоприятствующей охрупчиванию образца. Естественно, что качественные сравнительные оценки показателя жесткости схемы напряженного состояния по величине угла Ф следует проводить для образцов из одноб Рис. 12. Фрактограммы образцов го материала. По результатам фрактоСМК титана типа II с надрезами графических исследований образцов с = 4,52 (а) и стали ВКС-12 с 7,7 (б) (рис.12), растянутых в разных достаточно жестких способах деформирования, можно сделать вывод о том, что процесс разрушения не является одномоментным, а развивается в несколько стадий. Эти стадии отчетливо различаются по разной яркости топографической картины излома, а также по макроориентированности поверхности излома по отношению к оси растяжения. Известно, что наличие наклонных сечений в изломе указывает на разрушение, осуществляемое в условиях плоского напряженного состояния, тогда как ортогональную поверхность излома рассматривают как следствие развития трещины в условиях плоской деформации.
Поэтому наблюдаемую конфигурацию фронта магистральной трещины и ее изменение в процессе развития разрушения, очевидно, следует связывать с соотношением объемов металла, характеризуемых данными напряженными состояниями.
Обнаружено, что характер разрушения образцов субмикрокристаллического титана типа II с показателем жесткости схемы напряженного состояния > 4,52 и стали ВКС-12 с надрезами с > 4,65 - квазихрупкий. Было установлено, что с рос- том показателя жесткости площадь ортогонального отрыва S увеличивается по отношению к площади всего сечения S0 (вернее ее проекции на плоскость, перпендикулярную оси растяжения) (рис. 13). Однако во всех исследованных образцах с надрезами (СМК титан типа I с от 1,52 до 4,61 и типа II с от 1,до 7,06, сталь ВКС-12 с от 1,58 до Рис. 13. Зависимость отношения S S10,09) сохраняется ямочный микроме(площади ортогонального излома к площади проекции излома ханизм разрушения, что свидетельству на плоскость, перпендикулярную оси ет о достаточном запасе вязкости данрастяжения) от показателя жесткости ных материалов.
напряженного состояния Четвертый раздел посвящен анализу взаимодействия системы геометрических концентраторов напряжения (надрезов, трещин) с разной конфигурацией и расположением относительно друг друга. Решение этого вопроса важно в практическом плане, поскольку взаимодействие концентраторов напряжений может как усиливать, так и уменьшать концентрацию напряжения. В результате этого пластические области, сформированные концентраторами напряжения, могут либо пересекаться и усиливать в зонах пересечения величину прошедшего формоизменения, либо отдаляться и тем самым не усиливать ее. В первом случае наступление процесса разрушения будет приближаться, а во втором Ч отдаляться.
Общее теоретическое решение задачи о влиянии взаимодействия концентраторов напряжения на локализацию пластического течения и разрушение является чрезвычайно сложным. В этом случае предпочтительны экспериментальные методы исследования.
В роли лестественных макроконцентраторов напряжений рассмотрены трещины, возникающие в более прочных, чем основа, покрытиях при растяжении композиционного материала типа основаЦпокрытие. На примере материалов с покрытиями исследовали взаимодействие системы концентраторов напряжения и акцентировали внимание на следующих вопросах:
Ц причины возникновения концентраторов напряжений в материалах с покрытиями;
Ц какова конфигурация зон, формируемых этими концентраторами напряжений;
Ц как влияет на взаимодействие зон локализованной пластичности соотношение толщин и микротвердостей покрытия и основы;
Ц какие локальные деформационные характеристики определяют очаг зарождения трещины в материалах с покрытиями;
Ц каково влияние развития зон локализованной деформации на макроориентацию поверхности излома композиции покрытие- основа.
В таблице 4 приведены сведения об исследованных материалах, схемы образцов с упрочненными слоями и их размеры, а также соотношения толщин hпок hоcн и микротвердостей HVпок HVосн покрытий и основы.
На рис. 14 представлены диаграммы растяжения стали 65Х13 без покрытия (1) и с азотированными боковыми (2) и лицевыми (3) гранями.
Таблица 4. Материалы и схемы исследованных образцов hпок hоcн HVпок HVосн № Материал Схема образца 1 Тип I 65Х13 с азотированными 4,0,0боковыми гранями, h 70 мкм, тип I 65Х13 с азотированными 2 Тип II лицевыми гранями, 0,h 70 мкм, тип II 12Х1МФ с азотирован3 Тип II 0,14 ными лицевыми гранями, h 90 мкм Ст3-ПГ10Н01 электрон4 Тип II но-лучевая наплавка на 3,65Ц3,0,одной лицевой грани, h 150 мкм Cu-нихром электронно5 Тип I лучевая наплавка на од2,0,ной боковой грани, h 500 мкм Cu-нихром-ПГ10Н6 Тип I электронно-лучевая на6,0,плавка на одной боковой грани, h1 700 мкм, h2 200 мкм Ст3-ПГ10Н01 электрон7 Тип I но-лучевая наплавка на 3,65Ц3,0,одной боковой грани, h 1500 мкм Примечание. В дальнейшем, при обсуждении результатов в настоящей главе, вид образцов будет соответствовать порядковому номеру в таблице 4.
Механические характеристики образцов типа I с азотированными боковыми гранями и образцов без азотирования мало различаются. Разрушаются они после формирования симметричной шейки вязко, поверхность излома имеет линзовидный вид, т.е. точно такой же, как в образце без азотирования. Прочностные Рис. 14. Диаграммы растяжения стали 65Х13 (1), композиционных образцов характеристики образцов типа II с азотивида № 1 (2) и № 2 (3) рованными лицевыми гранями несколько выше, чем образцов без азотирования, а пластичность их в три раза меньше.
Траектория поверхности излома образцов типа II макроориентирована на лицевых поверхностях образца вдоль трещин в покрытиях, направление которых пер- пендикулярно нормальным растягивающим напряжениям, а на боковых - вдоль направления действия касательных напряжений. Отличия в механическом поведении и в характере разрушения композиционных образцов типа I и II обусловлены закономерностями их неоднородного пластического течения при растяжении. При степени макродеформации 0.5 % в образцах азотированной стали 65Х13 типа I, за счет различия упругопластических свойств более прочного и менее пластичного азотированного слоя и пластичной матрицы, в поверхностном упрочненном слое появляются трещины с квазипериодическим распределением по длине образца.
Трещины как концентраторы напряжения генерируют в матрицу зоны макролокализованной деформации типичной двулепестковой формы, подобные тем, которые наблюдали в области надрезов (рис. 15,16).
По мере роста приложенного напряжения форма зон не меняется, но они увеличиваются в размере. На некоторой стадии развития двухлепестковых конфигураций очагов локализованной деформации зоны от соседних трещин, расположена б ные на одной боковой поверхности образца, начинают пересекаться и взаимодействовать друг с другом и тем самым увеличивать степень пластической деформации в локальных областях пересечения зон пластичности. Максимальные скорости деформации в областях вблизи вершин трещин примерно в два в Рис. 15. Поля продольных Ux (а) и поперечных раза, а в точках перекрытия зон Uy (б) компонент векторов смещений в области (точка В) почти в два раза больше, двух трещин и линии равного уровня интен& сивности скорости деформации i (в) для об- чем скорость в средней части образ- разцов типа № 1, hпок hоcн < 0,035, 1 15 % ца, деформируемой квазиравно- & мерно со скоростью i 4,5 10Ц4 сЦ1.
& Площадь, занимаемая зонами с повышенной скоростью i, расположенными вблизи боковых граней, охватывает не более 1 4 части ширины всего образца. Остальные 3 4 ширины образца деформируются приблизительно равномерно, с & меньшей скоростью деформации i 4,5 10Ц4 сЦ1. Разрушается образец вязко, формируя линзовидный излом, подобно образцу стали 65Х13 без покрытия (рис. 16).
Таким образом, тонкие покрытия на боковых гранях образца приводят к некоторой неоднородности пластического течения вблизи покрытий, однако она не оказывает существенного влияния на процессы макропластического течения и разрушения композиционного образца.
Рис. 16. Схема развития зон локализованной деформации (а) и макротраектория поверхности разрушения на лицевых (б), боковых (в) поверхностях образцов вида В образцах типа II отношение hпок hоcн увеличено до значения 0.12. При малой степени деформации неоднородный характер пластического течения в них качественно подобен тому, который наблюдали в образцах типа I. Формирующиеся зоны локализованной деформации также имеют двухлепестковую форму, увеличиваются с ростом степени деформации и при определенном значении кр начинают взаимодействовать (рис. 17). Вначале взаимодействуют соседние зоны на каж- дой лицевой поверхности, а при увеличении степени деформации - зоны, расположенные на противоположных поверхностях образца. На завершающей стадии такого взаимодействия в Рис. 17. Схема развития зон локализованной объеме материала развиваетдеформации в образцах вида 2 (аЦв) ся мощная полоса локализо- и макротраектория разрушения (г) ванного сдвига под углом 45 к оси растяжения через все сечение образца. Изолинии Ux и Uy, направленные вдоль полосы, параллельны друг другу, и в полосе реализуется схема механического деформирования сдвига, более благоприятная для пластического течения, чем исходная схема растяжения. Как следствие, в данной полосе наблюдается максимальная интенсивность скорости деформации & i 5 10Ц3 сЦ1. Схематично процесс формирования такой полосы изображен на рис. 17. Развитие макролокализации пластической деформации через все сече- ние образца с большой скоростью пластической деформации в ней является необходимым условием зарождения и распространения магиhпок hоcн ~ 0,14, Hпок Hоcн = ~стральной трещины. Если Рис. 18. Схема развития зон локализованной деформации и макротраектория разрушения hпок hоcн возрастает до 0,14, а от- в образцах вида ношение HVпок HVосн увеличивается (до 50), происходит катастрофически быстрое растрескивание покрытия и зигзагообразное распространение полосы локализованной деформации через все поперечное сечение вдоль длины образца. Такое развитие процесса обусловливает крайне неоднородный характер пластического течения в композиционном образце и последующее быстрое его разрушение срезом вдоль одной из полос локализованной деформации (рис. 18).
При дальнейшем увеличении отношения hпок hоcн до возникновения трещин в покрытии пластическое течение в композиционном образце не наблюдается. В образцах вида 4 с соотношением hпок hоcн 0,18 первые трещины в покрытии возникают при напряжении ниже предела упругости основы. Это объясняет тот факт, что макропластическая деформация композиционного образца в целом отсутствует.
Причина появления трещин по-прежнему связана с различием механических свойств основы и покрытия. Зоны повышенной пластичности, развиваемые в материале основы под трещиной в покрытии, в образцах вида 4 и 5 имеют характерную двухлепестковую форму.
Чем толще покрытие, тем больше расстояние между последовательно возникающими трещинами. Так, для покрытий hпок/hосн 0,18 (образец вида 4) по всей длине образца возникают четыре трещины. При толщине покрытия 500 мкм (образцы вида 5) происходит возникновение лишь одной трещины, которая приводит к разрушению композиционного образца. Поскольку число трещин в образцах с большим отношением hпок/hосн мало, инициированные в их вершинах зоны повышенной пластичности не пересекаются, как в образцах композиций с тонкими покрытиями. Разрушаются данные образцы в месте образования последней трещины в момент, когда внешние напряжения становятся максимальными. Макроориентация поверхности излома в образцах с толстыми покрытиями всегда перпендикулярна оси растяжения, так как трещины в них являются мощными концентраторами напряжения и в вершинах трещин реализуется жесткая схема напряженного состояния.
Существенно иную картину развития упругопластической деформации наблюдали в образцах с самым толстым слоем упрочняющего покрытия. В образцах вида 6 (Cu-нихром-Пг10Н01, hпок/hосн = 0,4) и вида 7 (Ст3 ПГ10Н01, hпок/hосн = 0,5) признаки пластической деформации основы обнаружены на стадии квазиупругой деформации композиции. В отличие от образцов вида 5, целостность толстого покрытия при этом не нарушается, и форма зародившейся зоны пластичности отличается от двухлепестковой. В образцах вида 7 зарождение первичной зоны пластичности происходит в материале основы на границе с покрытием. Зона пластичности формируется в виде полосы, которая спонтанно распространяется поперек образца через все его сечение. Вблизи выхода первичной макрополосы на свободную боковую поверхность образца возникает новая зона пластичности, которая развивается навстречу первичной. В остальной части образца деформационный рельеф отсутствует. Последующее увеличение внешнего напряжения приводит к развитию новых зон пластичности, отдаленных от первичного очага. Наконец, в области зоны локализованной деформации, зародившейся последней, появляется трещина в покрытии. Конфигурация зон от возникшей трещины как от мощного концентратора напряжений (с большой жесткостью напряженного состояния) сразу приобретает типичную двухлепестковую форму. Далее образец разрушается отрывом. Данные механизмы локализованной пластичности связаны с концентраторами напряжений на границе раздела покрытие - подложка и более подробно обсуждаются в диссертации.
ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ 1. Предложен и обоснован экспериментально-расчетный метод исследования локализованной упругопластической деформации и разрушения, отражающий влияние силовых, геометрических и физико-механических факторов, на основе оптико-телевизионного измерительного комплекса ТОMSC. Метод позволяет количественно характеризовать закономерности упругопластического течения в зонах геометрических концентраторов напряжений с различной жесткостью их напряженного состояния.
2. Симметричная шейка формируется в материалах с положительным коэффициентом деформационного упрочнения, таких, как стали марок ВКС-12, 30ХГСА, Ст3, крупнокристаллические титан, медь, алюминий, сплав NiTi в низкотемпературной фазе В19 и т.д. В симметричной шейке, формирующейся за счет развития двух упрочняющихся полос локализованной деформации, экстремальные величины линейных компонент и интенсивности деформации сосредоточены в центре, а сдвиговые и поворотные моды деформации - в каждой ее четверти. Наибольшая деградация материала наблюдается в области максимальных значений i, то есть в области с минимальным запасом пластичности.
3. В субмикрокристаллических материалах формируется несимметричная шейка. В отличие от материалов с симметричной шейкой, закономерности ее пластического течения проходят в две стадии. На первой стадии формируется типичная симметричная шейка с характерными для нее картинами распределения компонент и интенсивности деформации. На второй стадии из-за прогрессирующего разупрочнения неравновесного субмикрокристаллического материала локализация деформации сосредоточивается в ведущей макрополосе. Это способствует формированию несимметричной шейки.
4. Разрушение материала в образцах как с симметричной, так и с несимметричной шейкой происходит в две стадии. Магистральная трещина зарождается в области с максимальной величиной интенсивности деформации, в зоне наибольшего формоизменения образца и максимальной плотности несплошностей. Зарождение магистральной трещины происходит во внутреннем объеме шейки, то есть в условиях объемно-напряженного состояния. В силу энергетической целесообразности, ее развитие на первой стадии происходит при плоской деформации отрывом. По мере приближения трещины отрыва к внешней поверхности образца реализуется плосконапряженное состояние, способствующее разрушению срезом в симметричной шейке вдоль двух равномощных полос локализованной деформации, а в несимметричной - вдоль одной, наиболее развитой.
6. Изменения деформированного состояния на стадии предразрушения в псевдосплаве Cu - 25 % Cr обусловлены зарождением трещины на межфазной поверхности раздела частица хрома - медная матрица со слабой энергией взаимосвязи и ее последующим ростом. Трещина как геометрический концентратор напряжения инициирует последующее разрушение псевдосплава.
7. Установлена зависимость механических свойств образцов с надрезами СМК титана типа I, типа II и стали ВКС-12 от показателя жесткости исходной схемы напряженного состояния. С ростом показателя жесткости схемы напряженного состояния образцы, чувствительные к надрезу, охрупчиваются, что на диаграммах растяжения проявляется в снижении напряжения течения ниже пределов текучести исследуемых материалов и в уменьшении величины их пластичности. Чувствительными к надрезу проявили себя образцы субмикрокристаллического титана типа II c 7,06 и стали ВКС-12 с 5,03.
8. Установлено, что от величины показателя жесткости схемы напряженного состояния , реализуемого в вершине надреза, зависят стадийность формирования зон локализованной деформации и их геометрические параметры. Обнаружено существование узкого интервала переходных значений кр. Зоны пластичности в надрезах с > кр имеют двухлепестковую форму, в надрезах с < кр - форму двух сопряженных полос локализованной деформации, пересекающихся в центре образца. В надрезах, для которых величина попадает в критический интервал кр, зоны формируются в две стадии и на каждой стадии их форма кардинально изменяется.
9. Характер разрушения образцов с надрезами субмикрокристаллического титана типа II с показателем жесткости напряженного состояния в вершинах надрезов с > 4,52 и стали ВКС-12 с > 4,65 квазихрупкий. Однако в исследованных материалах сохраняется ямочный (вязкий) микромеханизм разрушения, что свидетельствует о достаточном запасе их вязкости.
10. Роль геометрических концентраторов напряжений в композиционных образцах покрытие - основа играют:
Ц трещины, релаксирующие в покрытии внешние напряжения, а также напряжения, обусловленные различием упругопластических свойств покрытиеЦ основа;
Ц выпуклые в сторону более прочного покрытия участки межфазной границы раздела покрытие - основа.
В зависимости от действия этих концентраторов напряжений конфигурация зон локализованной пластичности разная: у трещин, как у надрезов, формируется зона типичной двухлепестковой конфигурации, а выпуклый в сторону прочного покрытия участок границы с кривизной формирует полосу локализованной деформации.
11. Изучена самоорганизация зон локализованной пластичности при деформации материалов с покрытиями, обусловленная типом действующих концентраторов напряжений. Показано, что материалы с упрочненными слоями или с покрытиями с соотношениями hпок/hосн 0,5 и HVпок HVосн 4,75 разрушаются сдвигом вдоль макрополосы локализованной деформации, перекрывающей все сечение образца, в которой наблюдается максимальная величина локальной интенсивности скорости & деформации i.
ЦИТИРУЕМАЯ ЛИТЕРАТУРА 1. Штремель М.А. Возможности фрактографии // МиТом. - 2005. - № 5. - С. 35Ц43.
2. Syryamkin V.I., Panin S.V. Television-optical technique for materials investigation and diagnostics of state of loaded materials and structure parts // Вычислительные технологии. - 2003. - Т. 8. - С. 10Ц25.
3. Надаи А. Пластичность и разрушение твердых тел. - М.: Мир, 1969. - Т. 2. - 864 с.
4. Рыбин В.В. Большие пластические деформации и разрушение металлов. - М.: Металлургия, 1986. - 224 с.
5. Ахметзянов М.Х., Албаут Г.Н., Барышников В.Н. Исследование локализации деформаций и напряжений в шейке тонкой полосы методом фотоупругих по крытий // Физ. мезомех. - 2004. - Т. 7. - Спец. выпуск. - Ч. 1. - С. 347Ц36. Панин В.Е., Деревягина Л.С., Дерюгин Е.Е., Панин А.В., Панин С.В., Антипина Н.А. Закономерности стадии предразрушения в физической мезомеханике // Физ. мезомех. - 2003. - Т. 6. - № 6. - С. 97Ц106.
7. Шанявский А.А. Безопасное усталостное разрушение элементов авиаконструкций. Синергетика в инженерных приложениях. - Уфа: Монография, 2003. - 803 с.
8. Панин В.Е., Егорушкин В.Е. Неравновесная термодинамика деформируемого твердого тела как многоуровневой системы. Корпускулярно-волновой дуализм пластического сдвига // Физическая мезомеханика. - 2008. - Т.11.Ц №2. - С. 9-30.
9. Колмогоров В.Л. Напряжения, деформация, разрушение. - М.: Металлургия, 1970. - 230 с.
10. Скуднов В.А. Предельные пластические деформации металлов. - М.: Металлургия, 1989. - 176 с.
11. Ботвина Л.Р. Разрушение: кинетика, механизмы, общие закономерности. - М.: Наука, 2008. - 332с.
ОСНОВНЫЕ ПУБЛИКАЦИИ ПО ТЕМЕ ДИССЕРТАЦИИ 1. Панин В.Е., Дерюгин Е.Е., Деревягина Л.С., Лотков А.И., Суворов Б.И. Принцип масштабной инвариантности при пластической деформации на микро- и мезомасштабном уровнях // ФММ. - 1997. - Т. 84. - Вып. 1. - С. 106Ц111.
2. Панин В.Е., Деревягина Л.С., Валиев Р.З. Механизм локализованной деформации субмикрокристаллической меди при растяжении // Физ. мезомех. - 1999. - Т.
2. - № 1Ц2. - С. 89Ц95.
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. 83Ц90.
4. Тюменцев А.Н., Панин В.Е., Дитенберг И.А., Пинжин Ю.П., Коротаев А.Д., Деревягина Л.С., Шуба Я.В., Валиев Р.З. Особенности пластической деформации ультрамелкозернистой меди при разных температурах // Физ. мезомех. - 2001. - Т.
4. - № 6. - С. 77Ц85.
5. Деревягина Л.С., Панин В.Е., Стрелкова И.Л. Количественные оценки напряженно-деформированного состояния в зоне геометрического концентратора напряжений // Проблемы машиностроения и надежности машин. - 2002. - № 4. - С. 43Ц49.
6. Деревягина Л.С., Панин В.Е., Стрелкова И.Л. Анализ деформаций и напряжений в зоне кругового надреза // Физ. мезомех. - 2002. - Т. 5. - № 6. - С. 57Ц64.
7. Деревягина Л.С., Панин В.Е., Стрелкова И.Л., Мирхайдарова А.И. Самоорганизация зон повышенной пластичности в области геометрических концентраторов напряжений и характер разрушения меди при растяжении // Физ. мезомех. - 2003. - Т. 6. - № 5. - С. 47Ц52.
8. Панин В.Е., Деревягина Л.С., Дерюгин Е.Е., Панин А.В., Панин С.В., Антипина Н.А. Закономерности стадии предразрушения в физической мезомеханике // Физ. мезомех. - 2003. - Т. 6. - № 6. - С. 97Ц106.
9. Деревягина Л.С., Панин В.Е., Дураков В.Г., Донская Т.А. О критерии предразрушения в псевдосплавах с твердыми включениями // Физ. мезомех. Ц2004. - Т. 7. - Спец. вып. - Ч. 1. - С. 367Ц370.
10. Панин В.Е., Деревягина Л.С., Стрелкова И.Л., Мирхайдарова А.И. Анализ напряженно- деформированного состояния в шейке плоского образца высокопрочной стали при разрушении // Физ. мезомех. - 2004. - Т. 7. - Спец. вып. - Ч. 1. - С. 374Ц377.
11. Деревягина Л.С., Стрелкова И.Л., Дураков В.Г., Донская Т.А. О конфигурации зон локализованного пластического течения при растяжении материалов с покрытиями // Деформация и разрушение материалов. - 2005. - № 5. - С. 7Ц11.
12. Гольдштейн Р.В., Панин В.Е., Осипенко Н.М., Деревягина Л.С. Модель формирования структуры разрушения в слое с упрочненными приповерхностными зонами // Физ. мезомех. - 2005. - Т. 8. - № 6. - С. 23Ц32.
13. Панин С.В., Гольдштейн Р.В., Деревягина Л.С., Антипина Н.А. Нелинейные волновые процессы при множественном растрескивании поверхностно упрочненных слоев и покрытий в деформируемом твердом теле // Физ. мезомех. Ц2005. - Т. 8. - Спец. вып. - С. 97Ц100.
14. Деревягина Л.С., Панин В.Е., Стрелкова И.Л., Мирхайдарова А.И., Мугаттарова А.A. Исследование разрушения на мезо- и макромасштабных уровнях субмикрокристаллического -Fe при одноосном растяжении // Деформация и разрушение материалов. - 2006. - № 2. - С. 20Ц24.
15. Деревягина Л.С., Панин В.Е., Мирхайдарова А.И. Организация пластического течения и разрушение в шейке псевдосплава при растяжении Cu - 25 % Cr // Деформация и разрушение материалов. 2006. №12. С. 15-19.
16. Деpевягина Л.С., Панин В.Е., Стpелкова И.Л. Дефоpмация и pазpушение матеpиалов с азотиpованным повеpхностным слоем пpи pастяжении // Деформация и разрушение материалов. - 2007. - № 4. - С. 27Ц31.
17. Деревягина Л.С., Панин В.Е., Гордиенко А.И. Самоорганизация пластических сдвигов в макрополосах локализованной деформации в шейке высокопрочных поликристаллов и ее роль в разрушении материала при одноосном растяжении // Физ. мезомех. - 2007. - Т. 10. - № 4. - С. 59Ц71.
18. Деревягина Л.С., Панин В.Е., Гордиенко А.И. Возможности оптикотелевизионного измерительного комплекса TOMSC для анализа процесса разрушения // Физ. мезомех. - 2009. - Т. 12. - № 2. - С. 37Ц43.
19. Деревягина Л.С., Панин В.Е., Гордиенко А.И. Влияние локализованной деформации на характер разрушения стали ВКС-12 при варьировании жесткости напряженного состояния // Физ. мезомех. - 2009. - Т. 12. - № 5. - С. 91Ц96.
20. Деревягина Л.С., Гордиенко А.И., Панин В.Е. Механические свойства и разрушение субмикрокристаллического титана при растяжении // Перспективные материалы. - 2009. - Спец. вып. № 7. - С. 83Ц88.
21. Деревягина Л.С., Панин В.Е., Гордиенко А.И. Структурно-масштабные уровни пластической деформации и разрушения в шейке поликристаллов при растяжении // Доклады академии наук. - 2010. - Т. 434. - № 1. - С. 1Ц4.
22. Панин В.Е., Балохонов Р.Р., Деревягина Л.С., Романова В.А. Влияние эволюции пластического течения в шейке на масштабные уровни разрушения поликристаллов. Эксперимент и моделирование// Физическая мезомеханика. - 2010. - Т.
13. - №2. - С. 11-19.