Масштабные уровни локализации пластической деформации и механизм разрушения монокристаллов LiF при сжатии

Масштабные уровни локализации пластической деформации и механизм разрушения монокристаллов LiF при сжатии

В.Е. Панин, Е.Е. Дерюгин, В. Хэджиконтис1, К. Мэвромэто1, К. Эфтаксиас1

Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634021, Россия 1Афинский университет, Афины, 16121, Греция

Методами физической мезомеханики выявлены три масштабных уровня локализации пластического течения монокристаллов LiF при сжатии: тонкое скольжение в микронном диапазоне, полосы сброса в миллиметровом диапазоне, локализация макрополос сдвига с аномально большими эффектами сдвига-изгиба-кручения. В зоне локализации макрополос сдвига возникает трещина, связанная с продольным расслоением кристалла, развитие которой завершается разрушением образца. Масштабные уровни локализации пластической деформации ионного кристалла при сжатии качественно подобны таковым при растяжении металлических материалов.

1. Введение

Исследованию механизмов пластической деформации и разрушения ионных кристаллов посвящено огромное число работ [1-19 и др.]. Изучены механизмы зарождения дислокаций, связь дислокационной структуры с механическими свойствами, электрические эффекты, связанные с пластической деформацией ионных кристаллов и др. Интерпретация полученных результатов проводится на основе традиционных подходов теории дислокаций, в которых механические свойства на макроуровне непосредственно связываются с поведением дефектов кристаллической решетки на микроуровне.

В последние годы интенсивно развивается новый подход к описанию пластической деформации и разрушения твердых тел, основанный на синергетических принципах физической мезомеханики [20-22]. Деформируемое твердое тело рассматривается как многоуровневая самоорганизующаяся система. Пластическое течение нагруженного материала связывается с потерей его сдвиговой устойчивости на микро-, мезо- и макромасштабном уровнях. Разрушение интерпретируется как глобальная потеря сдвиговой устойчивости деформируемого твердого тела как целого.

Все известные экспериментальные исследования в физической мезомеханике выполнены на металлических материалах и, как правило, при растяжении. Расширение круга объектов исследования на ионные кристаллы преследует следующие цели:

1. Обосновать общность синергетических принципов физической мезомеханики для всех типов твердых тел.

2. Распространить критерии и методы физической мезомеханики на описание пластической деформации и разрушения низкопластичных ионных кристаллов при сжатии.

3. Использовать подходы физической мезомеханики для анализа сопутствующих явлений при деформации ионных кристаллов, прежде всего эффекта поляризации и появления на поверхности электрических зарядов [9, 15, 16]. В геотектонике подобные явления рассматриваются как предвестники землетрясений [17-19]. Их обоснование может быть сделано только с учетом масштабных уровней деформации и разрушения взаимодействующих слоев движущихся тектонических плит.

Настоящая работа посвящена исследованию масштабных уровней локализации пластического течения и механизма разрушения кристаллов LiF при сжатии на основе представлений физической мезомеханики.

2. Материал и методика исследования

Испытанию подвергали образцы LiF, изготовленные путем раскалывания кристаллов по плоскостям спайности (100). Образцы имели форму параллелепипеда высотой А =10, шириной Ь = 6 и толщиной а = 4 мм. Разброс по высоте составлял ±1 мм, а по длине и ширине — ±0.5 мм. Схема нагружения сжатием изображена на рис. 1. Буквами А и В обозначены соответственно узкая и широкая боковые грани монокристалла.

Сжатие в направлении [100] проводили на установке типа ИМАШ при комнатной температуре со скоростью движения захватов испытательной машины

© Панин В.Е., Дерюгин Е.Е., Хэджиконтис В., Мэвромэто К., Эфтаксиас К., 2001

Рис. 1. Схема нагружения монокристалла LiF сжатием

1.5 • 10-3 мм/с. Чтобы избежать жесткого контакта пластин сжимающего устройства с неровностями граней кристалла, между ними помещались картонные прокладки. Их деформация исключалась при построении кривых «напряжение - деформация» образца. С помощью оптико-телевизионной измерительной системы ТОМ^С в компьютер вводились оптические изображения рельефа поверхности испытуемого образца через определенные промежутки времени. Методом сравнения двух последовательных изображений исследуемого участка поверхности через 5, 10, 15 или 20 секунд получали поля векторов смещений с разрешающей способностью 144 вектора на мм2 [21]. Кривую “напряжение -деформация” записывали на двухкоординатном потенциометре.

3. Кривые «напряжение - деформация»

На рис. 2 представлены типичные кривые «напряжение - деформация» при сжатии монокристаллов LiF. Слабо выраженная стадия легкого скольжения выше предела текучести связана с зарождением и распространением вдоль кристалла первичного одиночного скольжения. Влияние стесненности деформации около торцов образца и сильно выраженные эффекты изгиба образца в условиях одиночного скольжения приводят к очень быстрому вовлечению множественного скольжения. Его роль непрерывно возрастает по мере увеличения степени деформации. Это обусловливает протяженную стадию кривой а-е с непрерывно возрастающим коэффициентом деформационного упрочнения 0 = &а/ ёе.

При деформации е ~ 11-12 % на узкой грани А деформируемого образца возникает продольная трещина,

которая распространяется вдоль плоскости спайности, перерастая в магистральную. На кривой а-е возникает протяженный падающий участок, который завершается разрушением образца (кривая 1). Указанный эффект падения кривой а-е обычно наблюдается при растяжении и трактуется в физической мезомеханике как глобальная потеря сдвиговой устойчивости деформируемого образца. При сжатии пластичных металлов кривые а-е имеют только возрастающий характер.

Кривые типа 1 на рис. 2 хорошо известны в литературе [1-6 и др.]. Однако их интерпретация на основе традиционной теории дислокаций (микромасштабный уровень) не позволяет понять многие особенности деформации и разрушения ионных кристаллов в условиях сжатия. К таким особенностям относятся: отсутствие линейной стадии упрочнения, развитие протяженной стадии падения кривой а-е перед разрушением образца, возможность возникновения заторможенных продольных трещин, которые длительное время не переходят в магистральную трещину и обеспечивают возрастание кривой а-е с высоким коэффициентом деформационного упрочнения 0.

Кривая 2 на рис. 2 иллюстрирует характер изменения деформирующего напряжения при сжатии образца, в котором возникает заторможенная продольная трещина на стадии возрастания коэффициента 0. Возникновение заторможенной трещины сопровождается локальным падением деформирующего напряжения. Однако после этого кривая а-е снова возрастает. На завершающей стадии деформации, когда развивается продольная ма-

Рис. 2. Кривые “напряжение - пластическая деформация” образцов монокристалла LiF: 1 — кривая ст—е для образца с непрерывно возрастающим коэффициентом 0 = dCT/d е на первой стадии нагружения и падающим участком деформирующего напряжения на стадии разрушения; 2 — кривая ст—е для образца, в котором возникла заторможенная продольная трещина при ер = 6-7 %

Рис. 3. Развитие тонкого скольжения на широкой грани образца с напыленной пленкой алюминия. Степень пластической деформации сжатием ер: < 0.1

гистральная трещина, на кривой 2 также возникает протяженная стадия падения, как и для образцов без заторможенной трещины в средней стадии деформации.

Проведенное ниже исследование механизмов деформации кристаллов LiF методами физической мезоме-ханики позволяет вскрыть природу наблюдаемых особенностей кривых а-е при сжатии монокристаллов LiF.

4. Масштабные уровни локализации пластической деформации

4.1. Зарождение и развитие тонкого скольжения микронного диапазона

Первые следы тонкого скольжения появляются на пределе текучести. Для выявления их зарождения на широкую грань образца напыляли тонкую алюминиевую пленку. Картина зарождения и первой стадии развития тонкого скольжения на широкой грани образца представлена на рис. 3.

Первая полоса тонкого скольжения зарождается с поверхности узкой грани и распространяется поперек широкой грани образца (рис. 3, а). Полосы тонкого скольжения имеют вид волнистых линий, между которыми происходит фрагментация материала. Фронт полос тонкого скольжения вначале распространяется в одном направлении вдоль оси нагружения (рис. 3, а-г), а затем в противоположном (рис. 3, д, е). В ходе распространения фронтов полос тонкого скольжения в их зоне появляются новые полосы тонкого скольжения.

Характер распространения полос тонкого скольжения в объеме материала выявляется на узкой грани образца. Для их изучения образец деформировали без напыленного металлического покрытия, но деформационный рельеф исследовали с помощью световой микроскопии с большим увеличением (х 115) (рис. 4). На поверхности исходного кристалла видны только ступеньки скола (рис. 4, а). На узкой грани кристалла полосы тонкого скольжения распространяются по двум

Рис. 5. Формирование полос локализованного сдвига микронного и миллиметрового диапазонов: ер = 0.3

направлениям максимальных касательных напряжений ттах (рис. 4, б) (при этом сдвиги в одном из направлений ттах выражены значительно более интенсивно). Выход тонкого скольжения в объеме образца на широкие грани формирует поперечные полосы тонкого скольжения (рис. 4, в). При большом увеличении на широкой грани видны также следы очень тонкого скольжения по направлению ттах. Однако их выхода на узкие грани образца световая микроскопия при увеличении х 115 не обнаруживает.

4.2. Локализация деформации миллиметрового диапазона

На рис. 4 виден еще один эффект: сильный изгиб профиля широкой грани образца (рис. 4, б) и возникновение на ней темной полосы в зоне тонкого скольжения (рис. 4, в), что связано с выходом этой полосы из отражения светового пучка. Динамика данного процесса представлена на рис. 5. Видно, что темная полоса зарождается в локальной зоне тонкого скольжения (рис. 5, б), и затем ее фронт распространяется вдоль оси нагружения. На рис. 5, д, е показан верхний фрагмент

рис. 5, г до прохождения темной полосы (рис. 5, д) и после ее прохождения(рис. 5, е). Угол освещения изменен, и видна структура «темной» полосы. На фоне тонкого скольжения выявляются грубые полосы локализованного сдвига в виде ступенек на расстоянии

1.5 мм друг от друга. Этот тип локализации деформации относится к миллиметровому диапазону.

Механизм формирования полос локализованного сдвига миллиметрового диапазона вскрывается при исследовании полей векторов смещений с измерением сдвиговых е и поворотных м^ компонент тензора дисторсии (рис. 6, а, б). На рис. 6, а показано распределение еху и м^ вдоль оси нагружения (ось х) на широкой грани образца в зоне, представленной на рис. 5, а. На рис. 6, б приведена подобная картина для зоны, представленной на рис. 5, г. Видно, что развитие тонкого скольжения характеризуется компонентами е ху и м ^ практически только одного знака (рис. 6, а). Другими словами, тонкое скольжение вызывает в образце сдвиги и повороты одного знака, которые непрерывно суммируются при движении вдоль оси нагружения. Как свидетельствует рис. 6, б, в темной полосе на рис. 5, г знаки

Рис. 6. Распределение вдоль оси сжатия сдвиговой еху и поворотной м2 компонент тензора дисторсии на широкой грани образца: а - зона тонкого скольжения на рис. 5, а; б - зона темной полосы на рис. 5, г

Рис. 7. Динамика формирования макрополос локализованной пластической деформации: ер = 0

интегральных эффектов е и ю2 противоположны знакам еху и тонкого скольжения. Это означает, что полосы локализованного сдвига миллиметрового диапазона являются полосами сброса по отношению к легкому скольжению. Очевидно, комбинация легкого скольжения и периодического формирования полос сброса в виде полос локализованного сдвига миллиметрового диапазона обеспечивает сохранение сдвиговой устойчивости образца как целого на макромасштабном уровне (сохранение заданной оси образца).

4.3. Глобальная потеря сдвиговой устойчивости образца как целого

При деформации сжатием до степени е= 11-12 % (кривая 1 на рис. 2) возникает глобальная потеря сдвиговой устойчивости образца как целого. На кривой о-е возникает протяженный падающий участок. В определенной зоне образца происходит макролокализация грубых полос сдвига, которая обусловливает сильное локальное

искривление оси образца (рис. 7). Макролокализация деформации характеризуется тремя особенностями:

1) формированием локализованной «бочки» и сильным локальным изгибом оси образца,

2) возникновением эффекта кручения образца вокруг его оси нагружения,

3) зарождением на узкой грани образца продольной трещины как стадии предразрушения.

Механизм формирования локализованной «бочки» наглядно проявляется на рис. 8, где представлено поле векторов смещений, пространственное распределение поворотной компоненты м2 тензора дисторсии, а также распределение компонент еху и м2 тензора дистор-сии вдоль оси нагружения, соответствующее зоне на рис. 7, д. Зона «бочки» в поле векторов смещений на рис. 8, а представлена двумя типами направлений векторов самосогласованного смещения:

1) под углом 45° к оси нагружения, то есть вдоль направления максимальных касательных напряжений т ;

итах’

і ИИИІІ>йуї>ї>

11 ..................................

......... ----------✓——ї-о-

11 *. /_____✓_____гт?^

111.. 1 „

111.11 11111111,

11111111 11111111 1111111.

11___.11

11111111 11111111

Рис. 8. Поле векторов смещений (а), пространственное распределение поворотной компоненты ю (б) и профили вдоль оси сжатия компонент еху и ю тензора дисторсии (в) в зоне макрополос локализованной пластической деформации

2) перпендикулярно оси нагружения, что отражает векторную сумму сдвигов по сопряженным направлениям Ттах.

Первый тип направлений векторов смещения характеризует сдвиги грубых макрополос материала друг относительно друга вдоль направления ттах. Каждый такой сдвиг макрополосы сопровождается материальным поворотом, который должен быть скомпенсирован аккомодационным поворотом противоположного знака [21, 22]. В зоне скольжения возникают аккомодационные сдвиги вдоль сопряженного направления ттах, которые развиваются как локальные полосы сброса. Векторная сумма первичных и аккомодационных сдвигов в зоне макролокализации деформации отражает уши-рение образца при сжатии. Нескомпенсированный ма-

териальный поворот сдвигов вдоль сопряженных направлений ттах обусловливает сильный изгиб оси образца в зоне локальной «бочки».

Как видно из рис. 8, в, нижние 2/3 образца при взаимном смещении макрополос локализации деформации испытывают сдвиг одного знака. Верхняя треть образца в условиях фиксированного положения верхнего торца образца испытывает относительный сдвиг противоположного знака. Непрерывный изгиб оси образца в зоне «бочки» (рис. 7, д) проявляется в изменении поворотной компоненты тензора дисторсии практически только одного знака.

Эффект кручения образца при развитии макрополос локализованного сдвига в зоне «бочки» проявляется на рис. 7 в виде ухода из отражения правой верхней кромки

Рис. 9. Эволюция развития заторможенной продольной трещины на узкой грани образца: ер = 6.8

узкой грани образца (указанной на рис. 7 стрелкой). Данная кромка образца находится в фокусе до нагружения (рис. 7, а) и монотонно уходит из отражения по мере пластической деформации образца. В переходной зоне «бочка - верхняя часть образца» при кручении образца зарождаются две продольные трещины: в центре узкой грани образца и около правой кромки. Последняя приводит к отслоению правой кромки узкой грани образца (рис. 8, г-е). Продольная трещина в центре образца распространяется вдоль образца и вглубь него, обусловливая развитие его деформации при падающем внешнем напряжении.

Процесс по схеме «локализованный макросдвиг -изгиб - кручение» заканчивается разрушением образца с его разделением на две части вдоль продольной трещины по плоскости спайности кристалла.

Возникновение эффекта сдвига-изгиба-кручения в зоне макролокализации деформации образца при глобальной потере сдвиговой устойчивости имеет прин-

ципиально важное значение для понимания механизма его разрушения.

5. Динамика зарождения и развития заторможенной продольной трещины в образце при сжатии

Схема напряженно-деформированного состояния в условиях зарождения и развития заторможенной продольной трещины при е = 6-8 % качественно отличается от таковой в зоне локализованной «бочки» в условиях глобальной потери сдвиговой устойчивости деформируемого образца. Динамика зарождения и развития заторможенной продольной трещины с идентификацией соответствующих полей векторов смещений представлена на рис. 9, 10.

На рис. 9 показана эволюция развития заторможенной продольной трещины. Видно, что торможение раскрытия и продольного распространенния трещины выражено более сильно в центральной части образца

"ЧШ!

:гЕ:5гП!! 1111

....II

___-----------------

__/ л&г /

... г/////*'*'**'//

------------------------

___/////////^>^^///-----

___//////;--------------

/////^/—

1 1Ш -тмшт.

....... шштт^

//////////////

*шштт.

..Л«\'////Л'/////Л

14II//\/////////////

\\Щ/Л\¥/////////Л

......ршш

_____________VМММ------------

~~=~........

Шнет!1111111111Ш1и!1;

________ 111111111111111111/111;111._

:^=ппШ111Ш1111Ш1111Ш11п11:

__11111111111111111111111111111111111..

1;М11111Ш111Ш1111Ш1111Ш1111111:

111111111111111111111111111111И111.

— I I Т I I I т т ——————

— И111-------

™ \ \££ ! 11---

;::ттГ!!ШШ11Ш1Ш111Ш1Ш11::1:: — iiiiiiiiiiiiiiiiiiiiiiiiiiiiiii_.il..

!1!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!1!Ш1!;;

и 111111111111111111111111111111/1111.

г 11111ШИЯШ11111111Ш1111Ш11;!

Т I I I т т

=чнн=

:; М:

___111 к 1111111111111111111111_

тпе!11!!1п!1!!!!!П!!!!1111ш!:....

011111111111111111И1111111111111...

Рис. 10. Последовательность изменения поля векторов смещений за промежуток времени Дt = 10 с, соответствующая последовательности кадров на рис. 9

(нижняя зона оптических изображений на рис. 9). При малом оптическом увеличении деформационные сдвиги на рис. 9, а-е не выявляются (видны только ступеньки скола поверхности исходного образца). В то же время, поля векторов смещений (рис. 10) четко фиксируют динамику развития сдвигов по четырем сопряженным направлениям ттах и их корреляцию с развитием продольной трещины. Более сильное торможение продольной трещины происходит в зоне А, где суперпозиция сдвигов по сопряженным направлениям ттах не дает поперечной составляющей результирующих векторов смещений.

Зарождение трещины на конце ступеньки скола в зоне О (рис. 9, а) связано со сложным взаимодействием двух встречных потоков сдвигов, генерируемых в образце снизу и сверху нагружающим устройством испытательной машины (рис. 10). Как видно из рис. 10, а, про-

дольная деформация в сжимаемом образце развивается снизу и сверху встречными сдвигами по четырем сопряженным направлениям ттах. Векторная сумма двух сопряженных потоков сдвигов снизу (зона А) и сверху (зона В) реализует деформацию образца по схеме сжатия. Суперпозиция четырех сопряженных потоков сдвигов в месте встречи нижнего и верхнего продольных смещений формирует зоны С и D, отражающие ушире-ние образца при его сжатии. Схема суперпозиции векторов смещений по четырем сопряженным направлениям максимальных касательных напряжений ттах представлена на рис. 11.

Уширение образца при сжатии есть, по существу, его обращенное растяжение в поперечном направлении. Реализация такого обращенного растяжения в малопластичных кристаллах LiF по схеме рис. 10, а приводит к возникновению в зоне О трещины, связанной с

Рис. 11. Суперпозиция векторов смещений по четырем сопряженным направлениям Ттах в зоне продольной заторможенной трещины

продольным расслоением кристалла по плоскостям спайности. В то же время, ее развитие вдоль оси сжатия сдерживается четырьмя встречными потоками сопряженных сдвигов снизу и сверху. Как видно из рис. 10, б-е, в ходе эволюции продольной трещины векторы смещений в зонах С и D полностью ориентируются в поперечном направлении по схеме обращенного растяжения. Однако зоны А и В, сдерживающие развитие продольной трещины, сохраняются на всех стадиях, приведенных на рис. 10. Это объясняет природу замедленного развития продольной трещины, возникшей до наступления стадии глобальной потери сдвиговой устойчивости деформируемого образца. При зарождении заторможенной трещины на кривой а-е возникает небольшой участок падения. Дальнейшая деформация в условиях медленного раскрытия трещины происходит при возрастании деформирующего напряжения.

6. Обсуждение результатов

6.1. В литературе стороны образца щелочно-галло-идного кристалла со скольжением типа рис. 4, б принято называть краевыми, а типа рис. 4, в — винтовыми. Если образец имеет квадратное поперечное сечение, то в общем случае любая из его боковых сторон может быть как краевой, так и винтовой. Если образец имеет прямоугольное поперечное сечение, то боковая сторона А на рис. 1 имеет меньшую сдвиговую устойчивость при сжатии по сравнению со стороной В. Поэтому сдвиги

на стороне А оказываются преимущественно краевыми, а на стороне В — винтовыми. Это связано с тем, что одиночное скольжение всегда сопровождается изгибом образца, который легче происходит в сечениях, параллельных стороне А.

Данный эффект особенно наглядно проявляется на рис. 7 при глобальной потере сдвиговой устойчивости сжимаемого образца. Наблюдаемый на рис. 7 изгиб оси образца, сопровождающий макролокализацию грубых полос локализованного сдвига, развивается преимущественно в сечениях, параллельных краевой стороне.

Подобный изгиб образца сопровождает и развитие тонкого одиночного скольжения, представленного на рис. 5. Именно этот изгиб обусловливает возникновение локализации деформации миллиметрового диапазона в виде образования полос сброса.

Схематически механизм развития сдвигов на краевой и винтовой сторонах образца представлен на рис. 12. Тонкое одиночное скольжение по направлению ттах изгибает ось образца в одном направлении, полоса сброса возвращает ось в исходное положение. На винтовой стороне образца на фоне поперечных полос тонкого скольжения возникают грубые ступеньки локализации деформации миллиметрового диапазона.

В соответствии с принципами физической мезоме-ханики [22], каждый сдвиг генерируется концентратором напряжений определенной мощности. Согласно [23, 24], тонкое скольжение субмикронного и микронного диапазонов связано с периодическими концентраторами напряжений в поверхностном слое нагруженного образца, обусловленными несовместностью деформации ослабленного поверхностного слоя и более прочной кристаллической подложки. Фронт тонкого скольжения распространяется вдоль оси образца подобно полосе Людерса, последовательно активируя квази-периодические концентраторы напряжений в поверхностном слое. В синергетике подобный волновой процесс классифицируется как движение бегущего импульса в возбудимой среде.

Накапливаемый при распространении тонкого скольжения изгиб образца формирует концентратор напряжений более высокой мощности, который генерирует грубые полосы сдвига в виде полосы сброса. Этот процесс периодически повторяется, что определяет возникновение локализации деформации более высокого масштабного уровня. При этом первоначально прямолинейная ось образца становится зигзагообразной, а на винтовых поверхностях образца возникает деформационный рельеф в виде гофра.

При достаточно высоких деформирующих напряжениях происходит глобальная потеря сдвиговой устойчивости гофрированного образца. Поскольку тонкое скольжение генерируется от каждого торца сжимаемого образца, вполне вероятно, что локализация грубых макрополос сдвига и возникновение локальной «бочки»

Рис. 12. Схематическое изображение тонкого скольжения и полос сброса на краевой А и винтовой В гранях образца при сжатии

происходят при встрече полос сброса, генетически связанных с верхним и нижним торцами образца. Это хорошо согласуется с работами [25-27], где наблюдали движение макрополосы локализованной деформации вдоль плоских образцов стали S45C и алюминия при растяжении. Пока макрополоса перемещалась вдоль образца, он испытывал однородную деформацию. Когда она останавливалась, в месте ее остановки возникала шейка и образец разрушался.

6.2. Очень важным фактором при распространении фронта полос локализованного сдвига вдоль оси образца является эффект кручения образца. Этот эффект в явном виде наблюдался ранее при растяжении нитевидных кристаллов [28, 29]. Теоретическая модель такого кручения рассмотрена в [30, 31].

Эффект сдвига-изгиба-кручения при распространении полос локализованного сдвига имеет ряд принципиально важных следствий:

1. Он обеспечивает воспроизводство концентраторов напряжений при распространении пластического сдвига. Поэтому релаксируя исходный концентратор напряжений, полоса сдвига должна генерировать новый концентратор напряжений как локальную зону изгиба-кручения. Это обеспечивает распространение фронта полос локализованной деформации вдоль образца.

2. При деформации кристаллов LiF эффект кручения при развитии макрополос локализации сдвигов в зоне «бочки» обусловливает возникновение магистральной трещины, связанной с продольным расслоением кристалла, развитие которой завершается разрушением образца.

3. Эффект изгиба-кручения образца вносит вклад в коэффициент деформационного упрочнения 0, который следует учитывать как геометрическое упрочнение наряду с физическим упрочнением, связанным с взаимодействием упругих полей деформационных дефектов. Этот фактор является одним из определяющих в объяснении протяженного участка кривой а-е с непрерывно возрастающим коэффициентом 0 = да/ де при сжатии ионных кристаллов.

7. Заключение

Обнаруженные в работе масштабные уровни потери сдвиговой устойчивости ионных кристаллов LiF при сжатии качественно подобны таковым при растяжении металлических материалов [21, 22]. Это свидетельствует об универсальности принципа физической мезоме-ханики о том, что пластическая деформация любого твердого тела связана с потерей его сдвиговой устойчивости на микро-, мезо- и макромасштабном уровнях.

Убедительное подтверждение получил другой принцип мезомеханики о том, что сдвиг в сплошной среде со стесненным материальным поворотом генерирует на своем пути зону изгиба-кручения, которая является новым концентратором напряжений. Масштабные уровни локализации деформации связаны с генерацией в деформируемом твердом теле соответствующей иерархии масштабов концентраторов напряжений.

Связь генерируемого концентратора напряжений с изгибом образца обусловливает зависимость механических характеристик материала от геометрических размеров образца. Это требует разработки на основе ме-зомеханики критериев учета масштабного фактора в механических испытаниях материалов.

Впервые показана связь разрушения материала при сжатии с глобальной потерей его сдвиговой устойчивости. Ранее соответствующий принцип физической мезомеханики был сформулирован только на основе испытаний по схеме одноосного растяжения. Данный результат имеет принципиально важное значение для понимания природы хрупкого и вязко-хрупкого разрушения материалов, вязко-хрупкого перехода при низких температурах и высоких скоростях нагружения и др.

Наконец, в полях градиентов напряжений изгиба-кручения должны возникать интенсивные потоки поверхностных дефектов [23, 24]. В ионных кристаллах это обусловит эффект электрической поляризации и возникновение на поверхности деформируемого кристалла электрических зарядов [9, 15-19]. Их связь с потоками поверхностных дефектов в различных условиях нагружения будет рассмотрена в отдельной работе.

Работа выполнена в рамках совместного двустороннего греко-российского проекта “Исследование механических и электрических явлений, предшествующих или сопровождающих разрушение горных пород”.

Литература

1. Johnston W.G., Gilman G.G. Dislocation velocities, dislocation densities and plastic flow in lithium fluoride crystals // J. Appl. Phys. -1959. - V. 30. - No. 2. - P. 129-144.

2. Bassett G.A. The plasticity of alkali halide crystals // Arta met. - 1959. -

V. 7. - No. 11. - P. 754-755.

3. Дислокации и механические свойства кристаллов / Пер. с англ. под

ред. М.В. Классен-Неклюдовой и В.Л. Инденбома. - М.: Изд. ин. лит., 1960. - 552 с.

4. Физика щелочногалоидных кристаллов / Труды 2-го Всесоюзн. гавещ., Рига, 19-24 июня 1961 г. - Рига, 1962.

5. Mendelson S. Glide band formation and broadening in ionic single crystals // Phil. Mag. - 1963. - V. 8. - No. 94. - Р. 1633-1648.

6. Phillips W.L. Room-temperature deformation and fracture characteristics of lithium-fluoride single crystals //Trans. Met. Soc. AIME. -1961. - V. 221. - No. 1. - P. 35-44.

7. Швидковский Е.Г., Тяпунина H.A., Белозерова Э.П. Рождение дислокаций при вибрации кристаллов фтористого лития и хлористого натрия // Кристаллография. - 1962. - Т. 7. - № 3. - С. 473-474.

8. Смирнов Б.И., Патрикеев Ю.И. Влияние условий деформирования на предел текучести и дислокационную структуру кристаллов LiF // ФТТ. - 1964. - Т. 6. - № 6. - С. 1664-1670.

9. Урусовская A.A. Электрические эффекты, связанные с пластической деформацией ионных кристаллов // УФН. - 1968. - Т. 96. -№ 1. - С. 39-60.

10. Урусовская A.A., Сизова Н.Д., Добржанский Г.Ф. Микро- и макропластичность кристаллов иодистого цезия // Кристаллография. - 1975. - Т. 20. - № 1. - С. 110-115.

11. Urusovskaya A.A., Chernysheva M.A., Klassen-Neklyudova M.V. Kinkband formation // Cryst. Res. and Techn. - 1982. - V. 17. -No. 7.- P. 871-872.

12. Skrotzki W, Frommeyer G., Haasen P. Plasticity of polycrystalline ionic solids // Phys. Stat. Sol. A. - 1981. - V. 6b. - No. 1. - P. 219-288.

13. БережковаГ.В., СкворцоваН.П., ПерстневП.П., Регель В.Р Локализация пластической деформации в монокристаллах фтористого лития при повышенных температурах // ФТТ. - 1984. - T. 26. -Вып. 4. - С. 1074-1079.

14. Aльшиц В.И., Бережкова Г.В. О природе локализации пластической деформации в твердых телах // Физическая кристаллография. - М.: Наука, 1992. - C. 129-151.

15. Whitworth R.W. Charged dislocations in ionic crystals // Adv. Phys. -1995. - V. 24. - P. 203-304.

16. Aльшиц В.И., Демченко В.В., Струк ЯЛ., Урусовская A.A. Изучение электрической поляризации кристаллов CsI при высокотемпературной деформации // Изв. АН СССР. Сер. физ. - 1995. -Т. 59. - № 10. - С. 8-11.

17. Varotsos P., Alexopoulos K. // Thermodynamics of Point Defects. -Amsterdam: Elsevier, 1986. - Р. 416.

18. Hadjicontis V, Mavromatou C., Enomoto Y. Electric signals emitted by LiF ionic crystals during their deformation // Proceedings of International Conference of Defects in Insulating Materials. - North Carolina: Trans. Tech. Publications, 1996. - P. 435-438.

19. Mavromatou C., Hadjicontis V Laboratory investigation of electric signals. Preceding the fracture of crystalline insulators // Earthquake Thermodynamics and Phase Transformations in the Earth’s Interior. -San Diego: Academic Press, 2001. - P. 501-517.

20. Панин В.Е., Лихачев ВЛ., Гриняев Ю.В. Структурные уровни деформации твердых тел. - Новосибирск: Наука, 1985. - 229 с.

21. Физическая мезомеханика и компьютерное конструирование материалов: в 2 т. Под ред. В.Е. Панина. - Новосибирск: Наука, 1995. - Т.1. - 298 с., Т. 2. - 320 с.

22. Панин В.Е. Синергетические принципы физической мезомеханики // Физ. мезомех. - 2000. - Т. 3. - № 6. - С. 5-36.

23. Панин В.Е. Физическая мезомеханика поверхностных слоев твердых тел // Физ. мезомех. - 1999. - Т. 2. - № 6. - С. 5-24.

24. Панин В.Е. Поверхностные слои нагруженных твердых тел как мезоскопический структурный уровень деформации // Физ. мезомех. - 2001. - Т. 4. - № 3. - С. 5-22.

25. Супрапеди, Тойоока С. Пространственно-временное наблюдение пластической деформации и разрушения методом лазерной спекл-интерферометрии // Физ. мезомех. - 1998. - Т. 1. - № 1. - С. 55-60.

26. Йошида С. Оптико-интерферометрические исследования деформации и разрушения на основе физической мезомеханики // Физ. мезомех. - 1999. - Т. 2. - № 4. - С. 5-12.

27. Тойоока С., Маджарова В., Жанг К., Супрапеди. Исследование элементарных процессов пластической деформации с помощью динамической электронной спекл-интерферометрии // Физ. мезо-мех. - 2001. - Т. 4. - № 3. - С. 23-28.

28. Conte R., Dreyfus B. et Weill L. Torsion plastique des poils de fer de 300 a 20 К // С. r. Acad. Sci. - 1960. - V. 250. - No. 2. - P. 337-339.

29. Aнmипов С^-A., Батаронов И.Л., Дрожжин A.K и др. О ротационной неустойчивости пластически деформируемых растяжением нитевидных кристаллов кремния // Кристаллография. - 1986. -Т. 34. - № 3. - С. 702-705.

30. Борисова С.Д., Наумов И.И. Топологическая особенность в средних напряжениях и деформациях, индуцированных плоскими дислокационными скоплениями // Изв. вузов. Физика. - 1999. - № 4. -С. 53-60.

31. Borisova S.D., Naumov I.I. Dislocation pileups: topological features of stresses and strains// Theor. Appl. Fracture Mech. - 2001. - V. 35.-

No. 3. - P. 237-242.