Структурообразование и свойства материалов, создаваемых высокоскоростными методами

Структурообразование и свойства материалов, создаваемых высокоскоростными методами

М.П. Бондарь

Институт гидродинамики им. М. А. Лаврентьева СО РАН, Новосибирск, 630090, Россия

Представлен анализ результатов исследования эволюции микроструктур в материалах, отличающихся типом кристаллической структуры и исходным состоянием (размер зерна, начальная плотность дефектов), после взрывного нагружения по методу полого толстостенного цилиндра. Проведено сопоставление величин деформации с соответствующими им микроструктурами. Результаты анализа учтены при создании материала из мелкой фракции дисперсно-упрочненной меди многократным продавливанием в прессовом режиме (квазидинамический метод). Полученный материал после его изготовления, а также после испытаний при импульсных высокотемпературных и силовых циклических нагружениях, обнаружил микрокристаллическую структуру. Такой тип структуры определил высокопрочностные характеристики полученного материала.

1. Введение

Описание закономерностей эволюции дефектной субструктуры с ростом деформации в условиях статического нагружения представлено в ряде работ [1, 2]. Подобного систематического анализа, раскрывающего особенности развития дефектной структуры с ростом деформации, при динамических условиях нагружения в настоящее время нет. Одной из причин этого является разнообразие техники экспериментов, не всегда позволяющее идентифицировать полученные результаты. Расширение исследований в этом направлении имеет большое значение как для развития теории пластической деформации, так и для создания новых материалов с использованием квазидинамических и динамических методов.

Формирование структур и значения параметров появления неустойчивости пластического течения (ег) при высокоскоростном деформировании определяются типом происходящих при этом диссипативных процессов. Деформируемое тело, являясь энергетически неравновесной системой, стремится включить максимально эффективные каналы диссипации энергии. Механизм диссипативных процессов и образование при этом дис-

сипативных структур определяются природой и начальным состоянием деформируемых материалов.

В данной работе проводится анализ результатов исследования эволюции структуры дефектов в материалах, отличающихся типом кристаллической структуры и исходным состоянием (размер зерна, начальная плотность дефектов), после взрывного нагружения по методу полого толстостенного цилиндра [3]. Проведено сопоставление величин деформации, при которых происходит потеря устойчивости пластического течения, с соответствующим состоянием структуры. Приведенные результаты могут быть учтены при создании материалов динамическими и квазидинамическими способами. Это подтверждается исследованиями по получению дисперсно-упрочненной меди из мелкой фракции (150 мкм) многократным продавливанием в прессовом режиме (е = 101 с-1 — квазидинамический режим). Приводится исследование структуры полученного материала на разных этапах ее формирования, а также результаты испытаний полученных образцов при импульсных высокотемпературных и силовых циклических нагружениях. Исследована структура испытанных образцов.

© Бондарь М.П., 2000

2. Влияние кристаллической структуры и исходного состояния (размер зерна, начальная плотность дефектов) материала на эволюцию структуры при взрывном нагружении по методу полого толстостенного цилиндра

Анализ закономерностей формирования структуры при больших высокоскоростных деформациях проводился на материалах с разной кристаллической решеткой: Си — ГЦК, Та — ОЦК, Т — ГПУ. Нагружение производилось по методу полого толстостенного цилиндра [3]. Исходная структура материалов характеризовалась также разными величинами размера зерен d (Си: d = 1 000 и 30 мкм; Та: d = 60 и 40 мкм; Тг d = 140 и 25 мкм) и плотности дефектов. Создание высокой плотности дефектов и соответственно дополнительного упрочнения осуществлялось плосковолновым ударным нагружением [4]. Характерной особенностью этого нагружения является создание высокой плотности хаотически распределенных дефектов, в основном дислокаций, при остаточной деформации менее 5 %.

Общим для всех сколлапсированных материалов является то, что схлопывание цилиндрической полости сопровождается локализацией деформации, вырождающейся в симметричную систему трещин вблизи центральной части образца. Континуальные значения деформации е г, предшествующие началу локализованного пластического течения, для исследованных материалов различны (табл. 1).

После коллапса в крупнозернистых образцах меди 1 000 мкм) полосы локализации пластической деформации появляются в местах, где континуальное значение деформации достигает 0.26^0.3 [3]. Их направление на начальной стадии развития совпадает с направлением максимальных сдвиговых напряжений и откло-

Таблица 1

Материал d, мкм Состояние е °текс е г

Си 1 000 Неупрочн. Упрочн. 0.26+0.30 0.6+0.7

30 Неупрочн. Упрочн. 0.7 > 2

Та 60 Неупрочн. Упрочн. 1.2 1.01

45 Неупрочн. Упрочн. 0.65 > 1.5

Л 140 Неупрочн. Упрочн. 0.59 0.3

25 Неупрочн. Упрочн. 0.16 0.22+0.26 < 0.17

няется от него с ростом деформации. Развитие полос локализованной пластической деформации в крупнозернистом материале происходит так же, как развитие полос Людерса.

В мелкозернистой меди ^ = 30 мкм) полос локализации пластической деформации не обнаружено [3]. В сколлапсированных образцах структура изменялась с ростом деформации. В области, где е < 0.3, структура представляла собой равноосные зерна со средним размером 30 мкм; в области изменения е от 0.3 до 0.7 средний размер зерен уменьшается до 22 мкм; в области, где е > 0.7, наблюдается текстура, степень которой увеличивается при приближении к центру. У отверстия центральной полости наблюдается рекристаллизован-ная микрокристаллическая равноосная структура, изрезанная радиально расходящимися тонкими трещинами.

Трансформация характера структуры в меди при уменьшении размера зерна указывает на то, что в данном диапазоне изменения (е, е) основную роль играет соотношение процессов на микро- и мезоуровнях. Наличие полос локализации в крупнозернистой меди при е г = 0.26 свидетельствует о развитии трансляционной неустойчивости на микроуровне. С нашей точки зрения, при выбранных (е, е) этот тип локализации деформации развивается при отсутствии или замороженности в исходном материале структурных элементов, реализующих ротационную моду деформации, за счет которой могла бы поддерживаться однородность деформационной структуры по объему до больших величин е.

Предварительное нагружение крупнозернистых образцов, приведшее к развитию субструктуры в процессе последующего коллапса, обусловило задержку локализации до больших значений ег (табл. 1). Однородность деформации до больших значений ег в предварительно упрочненных образцах определена развитием ротационной моды деформации.

Отсутствие признаков неустойчивости пластического течения вплоть до разрушения в материалах с размером зерен 30 мкм может быть обусловлено, возможно, тем, что при используемых параметрах нагружения структурным элементом, реализующим ротационную моду деформации, является само зерно размером 30 мкм. Сопротивление поворотам на стыках зерен приводит к выделению тепла, способствующего динамической рекристаллизации. Последнее и определило уменьшение среднего размера зерна от 30 до 22 мкм в области, где 0.3 < е < 0.7. При приближении к поверхности полости — центру коллапса, где наиболее жесткие условия деформации (е > 0.7, рост е), наблюдается однородное удлинение зерен по направлению к центру [3]. Это указывает на то, что при увеличении скорости деформации (соответственно при уменьшении времени процесса) зерно размером 30 мкм уже не может являться структурным элементом, реализующим ротационную

моду деформации. В этих условиях идет активный процесс текстурирования. Однако полос сдвига при этом, как это проявляется в крупнозернистом материале, в зернах указанного размера не наблюдалось. Это может быть объяснено тем, что большие величины деформаций и их скоростей включают скольжение по многим системам. Подтверждением этого являются результаты, полученные в работе [5]. Показано, что при сварке взрывом медных пластин с мелкозернистой структурой (30 мкм) прочная связь на контактной границе создается при больших скоростях точки контакта при соударении (> 1.5-107 с-1 — скорость точки контакта связана прямой зависимостью со скоростью деформации на контактной границе). Образование связи обусловлено развитой совместной деформацией при растекании зерен. При сварке пластин с крупнозернистой структурой образование прочной связи не происходит из-за раннего развития полос локализованного сдвига, сопровождаемых тре-щинообразованием на контактных границах. Описанный характер эволюции микроструктуры определяет появление неустойчивости пластического течения в мелкозернистой меди при значениях е > 2.

В сколлапсированных образцах тантала, имеющих размер зерен 60 мкм, при е г = 0.65 наблюдаются выделенные плотным расположением полосы сдвиговой деформации в отдельных зернах [6]. Деформация происходит таким образом, что полосы скольжения в отдельных зернах встраиваются в сетку, образуя мезообъемы, состоящие из нескольких зерен. Обнаружена самоорганизация структуры на мезоуровне. Начальное направление сторон сетки совпадает с направлением максимальных сдвиговых напряжений. С ростом деформации происходит как уплотнение сторон сеток, так и изменение их формы. При ег = 1.2 происходит слияние полос, развитых в отдельных зернах, в макрополосы, распространяющиеся радиально через большое количество зерен к центру, которые при е = 2 переходят в систему трещин. Структура предварительно упрочненных образцов тантала после схлопывания характеризовалась тем, что развитое внутризеренное течение начиналось при несколько больших величинах деформации (см. табл. 1).

Другая деформационная структура образуется в образцах с размером зерен 45 мкм, в ней макрополос локализации деформации не наблюдалось [6].

Развитие субструктуры в процессе высокоскоро ст-ной деформации в предварительно упрочненных мелкозернистых образцах меди и тантала происходит в большей степени, чем в крупнозернистых [4]. Фрагментация структуры в процессе схлопывания, усиленная предварительным нагружением, сохраняет однородность деформации до больших ее значений.

Сопоставление особенностей деформационной структуры предварительно упроченных и неупрочнен-ных образцов, а также величин ег свидетельствует о

разных степенях развития в них диссипативных структур, реализующих ротационную моду деформации. Дефектная структура, созданная в результате ударно-волнового нагружения, определила условия для формирования внутризеренной блочной структуры в процессе последующей пластической деформации. Развитие блочной структуры обусловило однородность деформации в предварительно упрочненных образцах до относительно больших ее значений [4].

Формирование субструктуры в этих материалах было подтверждено также результатами исследования изменения уровня остаточных микродеформаций кристаллической решетки Да/а (а — параметр решетки) и дисперсности внутризеренной структуры D при анализе уширения рентгеновских дифракционных линий [4]. Микродеформации определены хаотически распределенными дефектами кристаллической решетки, а дисперсность блочной структуры характеризует количество субграниц с разориентировкой, достаточной для того, чтобы соседние области кристалла участвовали в рассеянии некогерентно.

В таблице 2 приведены значения характеристик субструктуры для мелкозернистых образцов меди и тантала после всех типов обработки.

Нагружение плоскими ударными волнами создает структуру с очень высокой плотностью хаотически распределенных дефектов без признаков блочной структуры. Основной эффект последующей высокоскоростной пластической деформации при коллапсе — создание субграниц, фрагментация внутризеренной структуры (это видно из табл. 2). Размер блоков D уменьшается с ростом деформации (с уменьшением расстояния до центра), т. е. растет количество субграниц, а величина Да/а, характеризующая хаотически распределенные дефекты, уменьшается по сравнению с этой величиной для образцов после ударно-волнового нагружения.

Таблица 2

Обработка образцов г, мм (Да/а) -103 Д, мкм р, мм (Да/а) -103 Д, мкм

Медь Тантал

Ударно- волновое нагружение 1.42 0.94

Ударноволновое нагружение и коллапс 1+3 0.95 0.11 > 5 0.35+0.6 0.15-0.18 1-3 0.94 0.11 > 5 0.75 0.15

Коллапс без предварительного нагружения 1+3 0.7 0.2 > 5 0.3+0.6 0.22 1-3 0.11 > 5 0.11-0.15

г — расстояние от центра цилиндра; (Да/ а) -103 — изменение параметра решетки; D — размер блоков

Как медные, так и танталовые предварительно упрочненные образцы после коллапса показывают относительно невысокий уровень остаточных микродеформаций кристаллической решетки (см. табл. 2).

Сравнение характеристик блочной структуры меди и тантала показывает, что коллапс предварительно ударно нагруженных образцов дает приблизительно одинаковую фрагментацию субструктуры (Д = 0.11-0.15 мкм) в тантале и меди. Такое диспергирование структуры приводит к увеличению пространственной однородности высокоскоростной деформации до больших величин

е г-

Закономерности формирования структуры в титане, имеющем ГПУ-решетку, существенно отличаются от установленных для ГЦК-меди и ОЦК-тантала. Для титана характерно то, что полосы локализованной деформации, едва образовавшись, превращаются в полосы адиабатического сдвига. В крупнозернистом титане полосы адиабатического сдвига образуются при е г = 0.59, тогда как в мелкозернистом — при е г = 0.22 (табл. 1) [7, 8]. В сколлапсированных предварительно упрочненных образцах крупнозернистого титана полосы адиабатического сдвига появляются при е г = 0.3, а в мелкозернистых — при ег < 0.17. Таким образом, увеличение степени дефектности структуры в титане как за счет уменьшения размера зерен, так и за счет плотности дефектов,

созданных предварительным ударно-волновым нагружением, приводит к уменьшению величины е г.

Значение параметров появления неустойчивости пластического течения е г при высокоскоростном деформировании определяется характером происходящих при этом диссипативных процессов. Формирование диссипативных (релаксационных) структур осуществляется таким механизмом, при котором минимизируется внутренняя энергия испытуемого материала. Изменение внутренней энергии обычно представляется выражением

Е =^ + CGb2 р,

d

где Г — геометрический фактор для границ зерен, имеющих среднюю энергию у; d — средний диаметр зерна; С — константа; О — модуль сдвига; Ь — вектор Бюргерса; р — плотность дислокаций.

На рис. 1 представлена картина развития структуры в крупнозернистом титане, полученная с помощью сканирующего электронного микроскопа LEO-420, в соответствии с ростом деформации. Изменение структуры в мелкозернистом титане проявлялось в развитии текстуры и появлении полос адиабатического сдвига. Дисперсность структуры, определенная в крупнозернистом титане развитием двойникования, в мелкозернистом ти-

Начало рис. 1

Прoдoлжeнue рис. 1

Рис. 1. Изменение микроструктуры в сколлапсированных образцах титана с ростом деформации: е = 0.17

Таблица 3

Тип титана е Аі, мкм А 2, мкм А 3, мкм

Крупно- 0.18 2.158 8.0 1.1

зернистый 0.52 1.436

Мелко- 0.18 1.44 1.25 1.3

зернистый 0.52 1.42

А — коллапс; h 2 — упрочнение; h 3 — упрочнение + коллапс

тане имелась уже в исходном состоянии. В таблице 3 приведены средние значения расстояний между двойниками Н после всех видов воздействия, по которым судили об изменении их плотности [8].

Показательным в развитии релаксационных структур является изменение микротвердости Иу по радиусу сколлапсированных образцов. На рис. 2 показано изменение Иу(е) для крупнозернистого и мелкозернистого титана после всех видов обработки. На этом же рисунке для сравнения приведены кривые Иу( е) для медных образцов.

В цилиндрах крупнозернистого титана от периферии к центру изменение микротвердости после коллапса связано с ростом е и соответствующим качеством создаваемых дефектов структуры. Заметный рост Ну наблюдается при е > 0.3. Этому соответствуют изменения в

1.05 0.52 0.30 0.19 8

1.05 0.52 0.30 0.19 8

структуре, вызванные развитием интенсивной деформации скольжения наряду с двойникованием. Степень упрочнения 0 = (Ну - НУ0)/НУ0 вдоль радиуса изменяется от 68 % при е < 0.2 до 92 % при е > 0.5. При е > 0.6 величина Ну незначительно уменьшается, что вызвано релаксацией напряжений при появлении полос адиабатического сдвига. Резкое уменьшение Ну при е > 1 определено появлением рекристаллизованной структуры.

Характер изменения Н у в сечении образцов цилиндров мелкозернистого титана имеет свои особенности. Несмотря на высокую начальную плотность дефектов при динамическом деформировании в процессе схлопывания цилиндров происходит дальнейшее увеличение плотности дефектов, наблюдается фрагментация зерен и двойников. Это создает дополнительное упрочнение. Так, в областях, соответствующих е = 0.17, 0 = 40 % и при е = 0.5 степень упрочнения 0 = 55 %. Уменьшение степени упрочнения при е > 0.5 определено релаксацией напряжений за счет развития текстуры, появления полос адиабатического сдвига и сильно развитого трещинообразования.

В структуре образцов крупнозернистого титана после предварительного упрочнения, осуществленного плосковолновым ударным нагружением, обнаружены двойники нескольких систем, плотность двойников существенно меньше плотности в образцах, подвергнутых деформированию при высокоскоростном нагружении.

0.52 0.19 8

0.52 0.19 8

Рис. 2. Изменение микротвердости Ну в зависимости от величины деформации е вдоль радиусов сколлапсированных цилиндров

В образцах мелкозернистого титана плотность двойников осталась такой же, как в структуре исходного состояния. Предварительное упрочнение привело к увеличению средней микротвердости в крупнозернистом титане на 92 %, в мелкозернистом — на 40 %.

После коллапса предварительно упрочненных образцов кривые изменения их микротвердости (Ну ) в

исследуемых типах титана по сечению образцов существенно различаются (см. рис. 2).

В крупнозернистом титане (рис. 2) в сечениях образцов, где е изменяется от 0.17 до 0.7, значения Н.

у упр+к

выше значений микротвердости сколлапсированных не-упрочненных образцов (Н) на 20 %. Однако изменения Ну + относительно среднего значения микротвердости после предварительного упрочнения (Ну ) незначительны и примечательны тем, что до е = 0.3 величина Н. меньше, а при е = 0.3-0.7 несколько боль-

у упр + к

ше Н у . Сопоставление со структурами, отвечающи-

уупр

ми этим деформациям, показало, что значениям е > 0.3 соответствует развитие интенсивного пластического течения. На развитие структуры при последующих динамических деформациях большое влияние оказывает структура, сформированная при плосковолновом ударном нагружении, характеризуемая существенным увеличением плотности двойников (см. табл. 3). В сечении, где е > 0.7, микротвердость резко уменьшается,

принимая значения, меньшие, чем у неупрочненного сколлапсированного образца. Соответствующие этой деформации фрагменты структуры состоят из равноосных микрозерен, размер которых растет по мере приближения к центру. Эта структура, обусловившая снижение Ну , является результатом рекристаллизации.

Сколлапсированные предварительно упрочненные образцы мелкозернистого титана в местах, где е = = 0.17-0.5, превосходят по величине микротвердости и предварительно упрочненные образцы, и сколлапсированные неупрочненные, а при е > 0.5 величина микротвердости становится меньше величины для сколлапсированных неупрочненных, но выше величины для упрочненных образцов, и у самого центра в зоне рекристаллизации Ну понижается до уровня исходной микротвердости. Формируемая при этом структура по плотности двойников в радиальном сечении практически не отличается от структуры сколлапсированных неупрочненных образцов за исключением того, что трещины по всем магистральным полосам адиабатического сдвига доходят до внешней поверхности цилиндров.

Известно, что основной вклад в деформационное упрочнение при плосковолновом нагружении вносят дислокации. Степень упрочнения при последующей деформации зависит от характера релаксационных процессов в целом. Структура с двойниками создается уже на стадии предварительного упрочнения и интенсивно разви-

Рис. 3. Микроструктура компакта из внутренне окисленной меди после первого квазидинамического продавливания

Рис. 4. Микроструктура излома прутков, изготовленных квазидинамическим методом: а — первое продавливание; б — второе продавливание

Рис. 5. Распределение нагрузки на внутренней поверхности вставки

вается при последующем коллапсе (см. табл. 3). Величина упрочнения, созданная предварительным плосковолновым нагружением в крупнозернистом титане, составляла 92 % и Н = 8 мкм. При последующем коллапсе микротвердость уменьшилась (см. рис. 2), плотность двойников существенно возросла, Н - 1.1 мкм. Таким образом, предварительное упрочнение интенсифицировало процесс двойникования.

Из приведенных результатов очевидно, что релаксационные процессы в титане в большой степени связаны с возможностями структурных построений — двойников. Обычно считается [9], что границы двойников вносят меньший вклад в упрочнение, чем границы зерен. Однако в сколлапсированных образцах крупнозернистого титана при изменении плотности двойников в диапазоне е от 0.17 до 0.5 выполняется зависимость Холла-Петча, представленная как изменение микротвердости в зависимости от расстояния между двойниками (в вы-

ражении о.. = о о +

-12

заменяем оз на Ну и d на

Н), т. е. выполняется соотношение:

(Ну)е=0.5/(Ну)е=0.17 = (Н-1/2)е=0.5/(Н-1/2)е=0.17 •

Действительно, указанным деформациям соответствуют значения Ну = 240 и 200 и Н = 1.436 и 2.158 мкм, приведенное соотношение представляется как 1.2=1.22. Это подтверждает то, что двойники в титане, созданные динамическим нагружением, представляют собой практически такие же барьеры, как и границы зерен.

Интенсификация процесса двойникования в предварительно упрочненных образцах и большая толщина двойников, характерная для рассматриваемых условий нагружения, изменяют соотношение между первой и второй частями уравнения (1), уменьшая в целом внутреннюю энергию. Однако фрагментация структуры за счет развития двойников не улучшает пластические

свойства титана. При достижении предельной плотности двойников в крупнозернистом титане он по свойствам становится таким же, как мелкозернистый (табл. 1).

В титане, как показали исследования структуры с помощью сканирующего электронного микроскопа (рис. 1), основным механизмом высокоскоростной деформации является двойникование, с ростом деформации увеличивается плотность двойников (табл. 3). По характеру зависимости Ну (е) для мелкозернистого титана (рис. 2), в котором наблюдается рост упрочнения после всех видов нагружения при практически неизменном значении Н, можно судить, что имеется предельная величина наполнения материала двойниками (см. табл. 3). Далее релаксационные процессы могут осуществляться только образованием полос адиабатического сдвига или разрушением. Предварительно упрочненные образцы мелкозернистого титана при коллапсе растрескиваются по всей толщине.

В ГЦК- и ОЦК-материалах, благодаря высокой подвижности дислокаций и их ансамблей, особенно в ГЦК-меди, в процессе высокоскоростной деформации происходит самоорганизация дефектов, обуславливающая образование диссипативных структур — элементов, реализующих микропластическую деформацию. При этом установлено, что склонность к образованию таких структур возрастает с увеличением плотности дефектов в исходной структуре, определенной как предварительным нагружением, так и уменьшением размера зерна. Развитие микрозернистой структуры определяет характерное изменение микротвердости (рис. 2), что наиболее четко проявляется для мелкозернистого образца.

Таким образом, в ГЦК- и ОЦК-материалах релаксационные процессы связаны с образованием диссипативных структур — носителей деформации. Высокая исходная плотность дефектов (дислокации, малый размер зерен) способствуют формированию структур, определяющих сохранение однородности деформаций до больших значений е. В ГПУ-материалах энергия в процессе деформации минимизируется за счет двойникования. Высокая исходная плотность дефектов приводит к интенсивному развитию процесса двойникования и появлению неустойчивости пластического течения при меньших величинах е.

3. Создание микрокристаллического материала с высокими прочностными свойствами квазидинамическим методом

Результаты исследования эволюции структуры при высокоскоростном деформировании были учтены при создании материала для вставок в сопла аэродинамической трубы [10]. Выше показано, что фрагментация структуры в процессе пластической деформации наиболее активно происходит в ГЦК-материалах с высоко-

Рис. 6. Микроструктура внутренней поверхности вставок после 15 рабочих циклов: внутренне окисленная медь

дефектной исходной структурой при достижении значений е от 0.3 до 0.7. Исходя из этих предпосылок в качестве исходного материала была использована стружка внутренне окисленного сплава Си-0.4%А1 , основу которого представлял ГЦК-металл. После внутреннего окисления сплав представлял собой медную матрицу с распределенными в ней частицами А1203, размер которых не превышал 30 нм. Структура внутренне окисленных медных сплавов имеет высокую стабильность [11], что определяет сохранение высоких прочностных свойств этого материала до температуры, равной 800 °С.

Из стружки внутренне окисленного сплава, толщина которой составляла 150 мкм, в прессовом режиме при комнатной температуре изготавливался брикет с плотностью, сохраняющей открытую пористость. Конечный материал в форме прутков получали путем двойного продавливания, первое при Т = 1 000 °С и е = 0.5, второе при Т = 20 °С и е = 0.4. Скорость деформации в обоих случаях составляла 0.5 с-1 (квазидинамический режим) и значения е попадали в интервал деформаций, определяющих максимальную фрагментацию структуры.

Микроструктура, изученная с помощью силового электронного микроскопа, фрагментирована (рис. 3), после первого продавливания микрозерна имеют размер от 1 до 10 мкм. На рис. 3 их можно видеть по разной ориентации деформационных сдвигов.

После первого и второго продавливания исследовалась структура излома, приведенная на рис. 4. Из сравнения структур очевидно, что вязкость после второго продавливания (рис. 4, б) при комнатной температуре благодаря существенной фрагментации структуры выше, чем после первого продавливания (рис. 4, а). Размер ячеек разрушения определяется размером фрагментов конечной структуры. Видно, что дисперсность структуры образцов после второго продавливания заметно выше, чем у образцов после первого продавливания. Это вероятно и определило высокую вязкость при изломе, несмотря на то, что второе продавливание производилось при комнатной температуре. Это также подтверждает правомерность использования результатов, полученных при динамическом режиме нагружения, для прессового (квазидинамического) режима.

Полученная двойным продавливанием дисперсно-упрочненная медь испытывалась в качестве вставок в сопла аэродинамической трубы. Разные материалы (рений, тантал, сплавы железа, содержащие вольфрам, внутренне окисленная медь, сапфир) были испытаны в качестве вставок в соплах аэродинамической трубы (рис. 5, а). Предварительные исследования показали перспективность использования внутренне окисленной меди для работы в жестких циклических температурных и силовых условиях (Т = 1 300+1 600 К, Р = 600+

+750 МПа). В процессе нагружения материал находится в сложном напряженном состоянии. На рис. 5, б дано примерное распределение нагрузки на внутренней поверхности такой вставки. Внешняя нагрузка равна Р0 и равномерно распределена по всей поверхности. Кроме сжатия, слои вблизи стенки отверстия подвергаются большим сдвиговым напряжениям при высокой температуре. Тем не менее, исследования с помощью оптического микроскопа показали, что после 15 циклов нагружения структура внутренне окисленной меди в окрестности полости практически не изменилась. Трещин и пор внутри зерен не наблюдалось. Наблюдаемые изменения размера отверстия определены конкурирующими процессами: уносом материала стенки потоком газа и деформациями, обязанными его сложному напряженному и температурному состоянию. Поскольку в процессе работы отверстие сопла не увеличивалось, а напротив уменьшалось, это свидетельствовало о том, что первейшее влияние на изменение отверстия сопла оказывает деформация — течение материала к центру под действием внешнего давления. Сильно фрагментированная структура внутренне окисленной меди в процессе изготовления материала, включая процесс внутреннего окисления, не имеет энергетически выделенных локальных объемных мест, где могли бы зарождаться микротрещины, превращаемые в потоке газа в задиры. Это могло бы привести к выносу материала в форме чешуек.

Высокая износостойкость вставок из внутренне окисленной меди определена структурно-энергетической однородностью материала, созданной при его изготовлении. Помимо микрозернистой структуры, когда носителем деформации является микрозерно, определяющее большие значения оз, оь и е, существенным является вклад, определенный природой дисперсно-упрочненного материала. Объемная внутренняя энергия дополняется энергией связи на границе “матрица -частица окисла”.

На рис. 6, а представлена микроструктура рабочей поверхности испытанной вставки: нет преимущественного разрушения по границам микрозерен, характерного для испытаний при высоких температурах. Однако на рабочей поверхности вставки из тантала, испытанной при тождественных условиях, такое разрушение четко проявляется (рис. 6, б). Сравнение среза внутренне окисленной меди и, например, тантала показывает, что наиболее вероятной причиной сохранения высокой прочности внутренне окисленной меди практически вплоть до температуры плавления является ее исходная микроструктура. Следует отметить, что на рис. 6, а хорошо проявляется степень дисперсности полученного материала; видно, что микрозерна имеют размер = 1 мкм.

4. Выводы

В процессе высокоскоростных деформаций происходит изменение кристаллической структуры: высокая плотность дислокаций, образование диссипативных структур (ячеистая структура, микрозерна), фрагментация структуры на мезо- и макроуровнях. Все эти особенности и полученный микрозернистый материал и его свойства показывают перспективы использования высокоскоростных деформаций для создания высокопрочных материалов.

Литература

1. Коротаев А.Д., Дударев Е.Ф., Елсукова Т.Ф. и др. Некоторые актуальные проблемы физики пластичности и прочности моно- и поликристаллов // Изв. вузов. Физика. - 1998. - № 8. - С. 5-15.

2. Панин В.Е., Коротаев АД., Макаров П.В., Кузнецов В.М. Физическая мезомеханика материалов // Изв. вузов. Физика. - 1998. -№ 9. - С. 8-36.

3. Нестеренко В.Ф., Бондарь М.П. Локализация деформации при схлопывании толстостенного цилиндра // ФГВ. - 1994. - Т. 30. -№ 4. - С. 99-111.

4. Бондарь М.П., Тесленко Т.С. Влияние степени дефектности исходного материала на деформационную структуру, формируемую

при взрывном коллапсе полых толстостенных цилиндров // ФГВ. -1997. - Т. 33. - № 6. - С. 108-120.

5. Бондарь М.П. Тип локализации пластической деформации на контактах, определяющий образование прочного соединения // ФГВ. - 1995. - Т. 31. - № 5. - С. 122-128.

6. Nesterenko V.F., Meyers M.A., LaSalvia C., Bondar M.P., Chen J.C., Lukyanov Y.L. Shear localization and recrystallization in high-strain, high-strain-rate of tantalum // Materials Science and Engineering. -1997. - A229. - P. 23-41.

7. Бондарь М.П., Первухина О.Л., Нестеренко В.Ф., Лукьянов Я.Л. Особенности развития структуры титана при взрывном коллапсе толстостенных цилиндров // ФГВ. - 1998. - Т. 34. - № 5. - С. 122129.

8. Бондарь М.П., Первухина О.Л. Зависимость структуры титана, формирующейся в процессе высокоскоростного нагружения, от его исходного состояния // ФГВ. - 2000. - Т. 36. - № 2. - С. 110121.

9. Бурке Дж.Е., Тернболл Д. Рекристаллизация и рост зерен // Успехи

физики металлов. - М.: Металлургиздат, 1956. - Т. 1. - 215 с.

10. Бондарь М.П., Ободовский Е.С., Рычков В.Н., Топчиян М.Е. Особенности поведения дисперсно-упрочненной меди при импульсных высокотемпературных и силовых циклических нагружениях // ФГВ. - 2000. - Т. 36. - № 4. - С. 140-143.

11. Бондарь М.П. Стабильность структуры внутренне окисленных медных сплавов // Вопросы гидроимпульсной техники. - Новосибирск: Изд-во Ин-та гидродинамики СО АН СССР. - 1970. -Вып. 8. - С. 33-42.