Влияние технологических дефектов структуры на механические свойства субмикрокристаллической керамики при высокоскоростной деформации

Влияние технологических дефектов структуры на механические свойства субмикрокристаллической керамики при высокоскоростной деформации

Е.Г. Скрипняк, В.А. Скрипняк, С.В. Чахлов

Томский государственный университет, Томск, 634050, Россия

В работе представлены результаты численного исследования влияния технологических дефектов структуры (пор и микротрещин) субмикрокристаллической оксид-алюминиевой и диоксид-циркониевой керамики на распространение плоских ударных волн с амплитудами до 15 ГПа. Показано, что в ударных волнах с амплитудами, превышающими предел упругости Гюгонио, сдвиговая прочность пористой керамики возрастает.

Influence of technological defects of structure on mechanical properties of submicrocrystalline ceramics at high-strain rates

E.G. Skripnyak, V.A. Skripnyak, and S.V. Chakhlov

Results of numerical research of the influence of technological defects (voids and microcracks) of AI2O3 and ZrO2 ceramics with ultrafined grain structure on the propagation of plane shock waves with amplitudes up to 15 GPa are submitted. It is shown the shear strength of porous ceramics grows in shock waves with the amplitudes exceeding the Hugoniot elastic limit.

1. Введение

Известно, что при производстве керамических изделий в материале могут возникать технологические дефекты — поры и микротрещины. Наличие этих дефектов приводит к снижению прочностных свойств А1203 -и ZrO 2 -керамики, как при статическом, так и при динамическом нагружении. Вместе с тем, вопрос о влиянии распределения дефектов на реализующиеся прочностные свойства изделий при импульсном нагружении остается не изученным.

В данной работе влияние распределения пор и трещин в А1203 - и ZrO2 -керамике на динамику одиночных ударных импульсов субмикросекундной длительности исследовано методом компьютерного моделирования. Рассматривались импульсы с амплитудами, не превышающими удвоенного предела упругости Гюгонио. Для описания механического поведения керамических материалов с крупнокристаллической и субмикрокристаллической структурой использованы модели [1,2]. Распределение пор и трещин задавалось в соответствии с данными, полученными методом рентгеновской томографии на образцах оксид-алюминиевой и диоксид-циркониевой керамики, созданных в ИФПМ СО РАН (г. Томск). Результаты обработки рентгеновских

томограмм образца оксид-алюминиевой керамики с использованием программного комплекса Диада-2 показаны на рис. 1. Размеры образца: 7.6x7.6x4.6 мм3, разрешение 2.5 мкм. Полученные данные свидетельствуют о наличии микропор и технологических микротрещин вблизи поверхности образца.

Обработка результатов томографии керамических пластин показала, что распределение микротрещин и микропор в объеме образца керамики неоднородно. Концентрация плоских микротрещин выше вблизи поверхности изделий. Наибольшие размеры микротрещин — вблизи поверхностей образцов. Поры также могут быть распределены неоднородно по объему образца. В центральной области образца концентрация пор выше, чем в граничных областях. Неоднородность распределения микропор и микротрещин связана с особенностями технологического процесса производства керамики.

Процесс высокоскоростной деформации поврежденной среды во фронте плоских волн напряжения описан в рамках континуального подхода. Модель повреждаемой среды [ 1] учитывает возможность коллапса мак-ропор, зарождения микротрещин сдвига и роста их размеров. В области действия растягивающих напряжений, возникающих при взаимодействии волн разрежения,

е Скрипняк Е.Г., Скрипняк В.А., Чахлов C.B., 2004

Рис. 1. Структура образца А12О3 -керамики, восстановленная с использованием данных рентгеновской томографии.

допускается раскрытие микротрещин. Раскрытие микротрещин обуславливает рост относительного объема пор. Задача в одномерной постановке решалась конечно-разностным методом с использованием схемы крест второго порядка точности [3].

2. Результаты моделирования и их обсуждение

На рис. 2 приведены результаты моделирования распространения плоских ударных волн с амплитудами

0.5 анбъ' 1 аHEL, 2 анбъ (1 аHEL = 6.7 ГПа) в оксид-алюминиевой керамике с равномерным по объему начальным распределением микропор и микротрещин.

Деформация крупнокристаллической керамики в ударных волнах сопровождается увеличением размеров существовавших в материале микротрещин и зарождением новых. Поскольку скорость роста трещин ограничена сдвиговой скоростью звука, а время деформации во фронте волны мало, существенного роста размеров трещин во фронте плоской ударной волны не происходит. Из результатов, приведенных на рис. 3, следует, что в крупнокристаллической А12О3 -керамике релаксация сдвиговых напряжений обусловлена зарождением но-

вых микротрещин сдвига, а не развитием существовавших в исходном материале. Зарождению микротрещин способствует микролокализация неупругой деформации при взаимодействии двойников и при зернограничном проскальзывании.

Результаты моделирования, показанные на рис. 4, свидетельствуют о возможности уменьшения пористости керамики при сжатии во фронте волны. Вместе с тем, полного исчезновения пор не происходит. Уменьшение пористости сопровождается возрастанием величины эффективной сдвиговой прочности (упрочнением) керамики за фронтом ударной волны, что влияет на динамику ударных импульсов.

Моделирование распространения ударных импульсов в исследуемой керамике показало, что при средних размерах микротрещин до 10 мкм их повышенная концентрация вблизи поверхности слабо влияет на структуру фронта ударной волны. Неоднородное распределение пористости в образце (увеличение пористости вглубь образца), как показали расчеты, существенно влияет как на форму ударного импульса, так и на время его затухания.

Рис. 2. Расчетная структура фронта ударных волн в модельных крупнокристаллических керамических материалах с относительным объемом пор 15 и 0 %

1.12 -| -—--

0 AI2O3

- \ Пористость 15 %

1.08 " \\

о \\

¥ \W2ghel

s

1.04 - \\ J^1cjhel

- \ \ 0.5GHEL

1.00 -

1.12

0.0 0.2 0.4 0.6 0.8 1.0 X, см

Рис. 3. Расчетное изменение начальных размеров микротрещин в плоских ударных волнах при нагружении оксид-алюминиевой керамики с начальной пористостью 15

Отметим, что при ударном сжатии пористой керамики образуется более высокая плотность микротрещин, чем в высокоплотной керамике. Размеры микротрещин в керамических материалах с различной пористостью до 15 % оказались близки. При увеличении амплитуды импульса средние размеры трещин во фронте волны нагружения начинают быстро увеличиваться. Развитие неупругих деформаций сопровождается уменьшением объема пор, вследствие чего ликвидируются концентраторы напряжений. Эффективные значения напряжений в расчетах становятся близкими к напряжениям в конденсированной фазе материала.

Таким образом, несмотря на рост поврежденности керамики, сдвиговая прочность возрастает. Отметим, что керамика с высокой концентрацией плоских трещин при снижении гидростатического давления и тем более возникновении растягивающих напряжений резко потеряет сопротивление сдвиговым деформациям.

На рис. 5 приведены результаты расчетов распространения волн догрузки по ударносжатой оксид-алюми-

ниевой керамике, показывающие трансформацию ударной волны и волны догрузки в волну квазиизэнтропи-ческого сжатия. Расчеты показали, что при квазиизэнт-ропическом сжатии сдвиговая прочность оксид-алюминиевой керамики слабо зависит от скорости нагружения.

На рис. 6 приведены результаты моделирования экспериментов по нагружению керамического образца с пористостью 15.4 % и средними размерами зерна 40 нм. Размеры пор — менее 2.5 мкм. Из результатов расчетов следует, что в рассмотренных условиях нагружения существенного изменения пористости не происходит. Сдвиговая прочность остается постоянной. Таким образом, при ударно-волновом нагружении на прочностные свойства керамики влияет не только средняя пористость, но и размеры пор.

3. Выводы

Результаты моделирования показали, что при нагружении пористой оксид-алюминиевой и диоксид-цирко-

0.06

0.03 0.00

2а,

HEL

н-1-1-1-г

0.0 0.2

0.4

0.6

0.8

1.0

X, см

Рис. 4. Изменение пористости при сжатии керамики во фронте плоской ударной волны

Рис. 5. Расчет формирования волны квазиизэнтропического сжатия при ударно-волновом нагружении пористой оксид-алюминиевой керамики

о

Время, мкс Деформация

Рис. 6 . Результаты моделирования соударения алюминиевого ударника толщиной 0.86 мм и с плоским образцом нанокристаллической 2гО2 -керамики толщиной 2.85 мм. Скорость ударника 610 ± 30 м/с. Экспериментальный профиль ударного импульса зарегистрирован методом лазерной интерферометрии

ниевой керамики ударными волнами с амплитудами, превышающими предел упругости Гюгонио, происходит уменьшение начальной пористости. Пропорционально уменьшению пористости в ударных волнах увеличивается сдвиговая прочность керамики.

При начальной пористости до 15 % и амплитудах ударных волн, не превышающих удвоенного значения предела упругости Гюгонио, полного коллапса пор не происходит.

Плоская ударная волна, распространяющаяся по керамической пластине, в которой пористость увеличивается с ростом расстояния от поверхности, трансформируется в волну квазиизэнтропического сжатия. При этом скорость деформации материала существенно ниже, чем в ударных волнах.

При средних размерах микротрещин до 10 мкм их повышенная концентрация вблизи поверхности слабо

влияет на структуру фронта ударной волны с амплитудой до 15 ГПа.

Работа выполнена в рамках проекта 3.10-44 программы «Научно-инновационное сотрудничество» Минобразования РФ и Минатома РФ, а также гранта CRDF BRHE REC-016.

Литература

1. СкрипнякВ.А., Скрипняк Е.Г., Жукова Т.В. // Хим. физика. - 2002. -Т. 21. - № 9. - C. 76-82.

2. Скрипняк В.А., Скрипняк Е.Г. // Вещества, материалы при интенсивных динамических воздействиях: Труды Международной конференции «V Харитоновские тематические научные чтения», 1721 марта 2003, г. Саров. - Саров: Изд-во РФЯЦ ВНИИ ЭФ, 2003. -С. 21-25.

3. Skripnyak V.A., Skripnyak E.G. Computer Modeling of Mechanical Behavior of Constructional Ceramics under Shock Loading // New Models and Numerical Codes for Shock Waves Processes in Condensed Media, 1997. - Oxford: AWE HUNTING BRAE, 1997. - P. 26-36.