Самоорганизация пластических сдвигов в макрополосах локализованной деформации в шейке высокопрочных поликристаллов и ее роль в разрушении материала при одноосном растяжении

Самоорганизация пластических сдвигов в макрополосах локализованной деформации в шейке высокопрочных поликристаллов и ее роль в разрушении материала при одноосном растяжении

Л.С. Деревягина, В.Е. Панин, А.И. Гордиенко1

Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634021, Россия 1 Томский политехнический университет, Томск, 634050, Россия

На основе измерения полей векторов смещений оптико-телевизионным измерительным комплексом ТОMSC изучено распределение сдвиговых и линейных компонент деформации, а также интенсивности пластического течения в шейке плоских образцов высокопрочных поликристаллов стали ВКС-12 и субмикрокристаллических армко-железа и титана при одноосном растяжении. Показано, что ведущий механизм деформации в шейке связан с развитием в ней двух стационарных макрополос локализованного пластического течения, самоорганизованных по схеме креста по сопряженным направлениям максимальных касательных напряжений. Самосогласование пластических сдвигов в данных макрополосах определяет всю специфику развития деформации и разрушения материала в шейке.

Self-organization of plastic shears in localized deformation macrobands in the neck of high-strength polycrystals and its role in material fracture under uniaxial tension

L.S. Derevyagina, V.E. Panin, and A.I. Gordienko1

Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS, Tomsk, 634021, Russia 1 Tomsk Polytechnic University, Tomsk, 634050, Russia

Based on the television-optical measurements of displacement vector fields, we study the distribution of shear and linear strain components as well as plastic flow intensity in the neck of flat high-strength polycrystals of steel VKS-12, submicrocrystalline armco-iron and titanium under uniaxial tension. The leading deformation mechanism in the neck is related to the development of two stationary localized plastic flow macrobands in it. The macrobands are self-organized as a cross along the conjugate directions of maximum tangential stresses. The self-consistency of plastic shears in these macrobands governs the specific character of material deformation and fracture in the neck.

1. Введение

Пластическая деформация в шейке нагруженного материала и его разрушение при активном растяжении являются сложными многоуровневыми процессами, которые самосогласованно развиваются на микро-, мезо-и макромасштабных уровнях [1, 2]. В течение длительного времени механизмы пластической деформации в шейке исследовали на микромасштабном уровне, используя просвечивающую электронную микроскопию. Основное внимание уделялось эволюции в шейке дислокационных субструктур. Обобщение этих работ представлено в монографиях [3-5].

Особый интерес в этих работах заслуживает механизм фрагментации материала в шейке, подробно изученный санкт-петербургской школой физиков-прочнис-тов [4, 6, 7 и др.]. На первом этапе механизм фрагментации материала, описываемый на основе теории диск-линаций, классифицировали как микромасштабный уровень деформации. Однако позднее было осознано, что на самом деле это механизм мезоскопического масштабного уровня [8-10], который играет важную роль в развитии поворотных мод деформации в шейке.

Наконец, в работах [1, 2] с использованием оптикотелевизионного измерительного комплекса ТОМ8С вы-

© Деревягина Л.С., Панин В.Е., Гордиенко А.И., 2007

сокого разрешения [11] в шейке деформируемых поликристаллов были обнаружены две макрополосы локализованного пластического течения, самосогласованные по схеме креста в сопряженных направлениях максимальных касательных напряжений (рис. 1, а). Анализ самосогласованных сдвигов в данных макрополосах приводит к ряду принципиально важных следствий:

1. В зоне шейки возникает локальное нагружение, представленное на рис. 1, б векторами ОМ и О^ характер которого определяется самосогласованием сдвигов в макрополосах АВ и CD. Можно думать, что именно данный механизм нагружения является ведущим и определяет всю специфику развития деформации и разрушения в шейке.

2. Более интенсивная деформация растяжением в центре шейки в условиях сохранения сплошности материала должна вызывать развитие в трехгранных призмах AOD и СОВ пластического течения, направленного к центру шейки. Характер этого течения определяет профиль формирующейся шейки.

3. Деформационное упрочнение материала в зонах AOD и СОВ с ростом степени деформации снижает интенсивность их пластического течения. Это должно нарушать выполнение условия сохранения сплошности материала в области шейки и приводить к формированию в ее центре локальной зоны всестороннего растяжения. В этой области следует ожидать развитие пористости материала и зарождение трещины нормального отрыва как начальной стадии разрушения материала.

Все перечисленные выше следствия приводят к качественно новому представлению о механизмах формирования шейки и разрушения материала при его одноосном растяжении. Экспериментальной проверке новой концепции посвящена настоящая работа.

Исследование проведено на ряде высокопрочных материалов, механическое поведение которых в значи-

тельной степени определяется механизмами деформации на макро- и мезоуровнях. Особое внимание уделено комплексному исследованию закономерностей развития пластического течения и последующего разрушения в шейке, формирующейся при растяжении плоских образцов. Проанализирована взаимосвязь самоорганизации пластического течения с процессом разрушения в шейке и выявлены основные факторы, влияющие на пластичность в вершине трещины в процессе вязкого разрушения.

2. Материалы и методы исследования

Исследованы два типа высокопрочных материалов: конструкционная сталь авиационного назначения ВКС-12 и субмикрокристаллические армко-железо (а^е) и титан (Л) марки ВТ1-0. Механические характеристики (предел пропорциональности а0, предел прочности ов, деформация начала образования шейки епеск, деформация до разрушения е (оЫ) данных материалов сведены в табл. 1.

По данным работы [12] структура стали ВКС-12 представляет собой высокодисперсный пакетный и пластинчатый мартенсит с размером пластин <1.52 мкм. Мартенсит стали ВКС-12 имеет тетрагональную решетку с а = 0.28762 нм, Ь = 0.28942 нм, с = 0.29636 нм.

Качественное отличие мартенситной стали ВКС-12 и субмикрокристаллических а-Ре и Т проявляется в стабильности их высокопрочного состояния при активном растяжении. Исходное структурное состояние мартенситной стали ВКС-12 характеризуется высокой механической стабильностью, и материал при активном растяжении проявляет высокий уровень деформационного упрочнения. В субмикрокристаллических а^е и Т в ходе предварительного равноканального углового прессования формируется полосовая фрагментированная мезосубструктура. Она характеризуется высоким сопротивлением сдвигу, что определяет высокий уровень предела текучести субмикрокристаллических металлов.

Однако в ходе пластической деформации при последующем активном растяжении субмикрокристалличес-ких а^е и Т развиваются макрополосы локализованной деформации, в которых исходная фрагментированная мезосубструктура разрушается [13, 14]. Естественно ожидать, что самоорганизация макрополос локализованной деформации в шейке субмикрокристаллических а^е и Т и стали ВКС-12 должна качественно разли-

Таблица 1

Механические характеристики материалов

Рис. 1. Поле векторов смещений в шейке

Материал а0, МПа а в, МПа Епеск> % Etotab %

ВКС-12 1485 2190 3.5 9.1

а-Бе 670 780 1.5 6.25

Ті 562 759 2 14.5

чаться. Это неизбежно должно отразиться и на характере их разрушения.

Исследование механического поведения высокопрочных поликристаллов при растяжении проводили на установке ИМАШ 20-78 со скоростью движения захватов ~9.6 мм/ч. Размеры рабочей части образцов в виде двойной лопатки составляли 16x3x1 мм.

Эволюцию напряженно-деформированного состояния в шейке плоского образца анализировали с помощью оптико-телевизионного измерительного комплекса ТОМ8С [11]. Разработанная методика позволяет оценить по всему полю зрения на базе не более —100 мкм величины локальных линейных и сдвиговых компонент деформации, а также величину интенсивности деформации. Поля векторов смещений рассчитывали численно при сравнении двух последовательно снятых картин деформационного рельефа через временной интервал t ~4 с. Исходные для расчета локальных деформаций изолинии — линии равных продольных их и поперечных иу перемещений — определяли на основе экспериментальных данных для полей компонент векторов смещений. На анализируемые поля зрения накладывали декартовую сетку с шагом 1/15 длины поля и в каждом узле сетки рассчитывали величины линейных и сдвиговых компонент деформации в декартовых координатах

Ev =-

где =

djh

дх

dUx

е у =

ди у

ду

dU у Эх

р = e + e

^ху exy 1 eyx ’

главных компонент деформации

ег +е

---------h

2 2

£г +

1)/

2 2 2 +р2 ~ °ху ’

1

еу)2 +е2 .

2 2 vv ^у7 ' ~ху ‘

Третью компоненту е3 находили из условия несжимаемости

Е1 +Е 2 +Е 3 =

Полное формоизменение по всем трем осям оценивали величиной интенсивности деформации по формуле

е; = ^ а/

По экспериментально рассчитанным значениям характеристик деформации строили картины их распределения в шейке.

Структурные микромеханизмы разрушения исследовали методом металлографии на оптическом микроскопе Axiovert25 на срединном продольном сечении шейки. Фрактографические картины получены с использованием растрового электронного микроскопа Philips SEM515.

3. Результаты исследования

3.1. Сталь ВКС-12

Кривая «напряжение-деформация» для данной стали приведена на рис. 2, а. Формирование шейки путем развития двух сопряженных макрополос локализованной деформации, пересекающихся в центре образца

Рис. 2. Диаграмма растяжения (а), металлографическая картина (б), поле векторов смещений (в), изолинии продольной их (г) и поперечной и у (д) компонент векторов смещений в шейке, 81 = 7.2 %

£х

0.0040

0.0035 10 -

0.0030 8 -

0.0025

0.0020 6 - >

0.0015 4 -

0.0010 2 -

0.0005

0.0000 0 -0

^ху

Рис. 3. Картины распределения величин Ех (а), Еу (б), Еху (в), ш (г), Е; (д) в шейке, Ер] = 8 %. Для построения картин распределения величин всех компонент деформации и интенсивности деформации проводили их расчет за секунду времени

(рис. 2, б), начинается уже при е ~ 3.5 %, т.е. задолго до достижения предела прочности ов (е ~ 6 %).

Поле векторов смещений и соответствующие им поля продольных и поперечных компонент векторов смещений свидетельствуют о развитии в образце стали ВКС-12 симметричной шейки от начала ее формирования до момента разрушения образца. Типичные картины деформированного состояния для степени макродеформации образца е = 8 % приведены на рис. 2, в-д.

Для симметричной шейки в декартовых координатах линейные компоненты растяжения ех и сжатия £у, а также величина интенсивности скорости деформации экстремальны в центре шейки (рис. 3). Величины сдвиговой еху и поворотной ю компонент деформации максимальны в каждой четверти шейки, причем знак их

последовательно от четверти к четверти меняется (рис. 3, в, г).

С ростом степени деформации происходят количественные изменения деформированного состояния шейки (рис. 4). При длине образца 10 = 15 мм и скорости перемещения захватов V = 9.6 мм/ч начальная скорость равномерной деформации образца составляет ¥0 ~

— 0.00011 с-1. Для степени макродеформации е ~ 8.9 % измеренная в центре шейки максимальная величина линейной компоненты скорости деформации вдоль оси растяжения ¥х = 0.011 с-1 (рис. 4, а). Это на два порядка превышает начальную скорость равномерной деформации. Аналогично растут величины сдвиговой компоненты деформации и интенсивности деформации (рис. 4, б, в).

Рис. 4. Изменение максимальных величин линейной (а), сдвиговой (б) компонент деформации и интенсивности деформации (в) в шейке стали ВКС-12 с ростом степени деформации

Подобный анализ деформированного состояния на боковой грани образца также свидетельствует о формировании симметричной шейки. Из этого следует, что максимальное формоизменение, при котором достигаются максимальные значения интенсивности скорости деформации, происходит в центральном объеме шейки.

Металлографические исследования позволили установить, что максимальная плотность пор и первые трещины также обнаруживаются в центральной зоне шейки. Основным структурным микромеханизмом разрушения является зарождение несплошностей в окрестности включений (рис. 5, б-г) и последующее порообразование на них.

Наблюдается несколько механизмов зарождения трещин:

- в результате отслоения включения от матрицы вдоль межфазной границы их раздела (рис. 5, б);

- разрушение хрупкого включения и последующее прорастание трещины в матрицу (рис. 5, в);

- зарождение трещины от острого угла частицы, как концентратора напряжений. Несплошности подрастают в направлении, перпендикулярном к оси растяжения, сливаются с другими порами, образованными соседними частицами. Таким образом зарождается магистральная трещина (рис. 5, г).

На поверхности излома (рис. 6) можно различить две зоны, отражающие локальные условия процессов деформирования и разрушения: центральная, вытянутая вдоль лицевой грани образца, и периферическая. Наиболее углубленная часть в центральной зоне представляет собой крупную пору, лежащую на оси максимального сужения поперечного сечения. Она является очагом зарождения первоначальной трещины и началом разрушения (рис. 6, область А). На дне поры находится частица, что подтверждает обнаруженные в ходе металло-

Рис. 5. Разрушенный образец (а), зарождение трещины в центральном продольном сечении образца (б-г) стали ВКС-12

Рис. 6. Вид поверхности разрушения образца стали ВКС-12

графических исследований микроструктурные механизмы разрушения. Стенки поры имеют тонкую ступенчатую структуру, образованную в результате множественных сдвигов. Это свидетельствует о значительной микропластичности, сопровождающей вязкое разрушение исследованной высокопрочной стали. Точно такие же ступеньки соскальзывания можно наблюдать на внешней поверхности формирующейся шейки.

Поскольку трещина зарождается в центральном объеме шейки, ее распространение происходит в наиболее энергетически выгодных условиях объемно-напряженного состояния при плоской деформации. Это приводит к формированию плоского основания чашечного излома (рис. 5, а). При большом увеличении в области основания чашки можно видеть типичный ямочный характер вязкого разрушения. По мере раскрытия трещины и уменьшения площади сечения напряженное состояние приближается к плосконапряженному. В результате этого усиливается влияние касательных напряжений и формируется конусная часть «чашечки» срезом, что для плосконапряженного состояния также является наиболее энергетически выгодным. На поверхности среза ямки вытянуты в направлении распространения фронта излома (рис. 6, область В).

3.2. Субмикрокристаллические материалы

Кинетика напряженно-деформированного состояния в шейке субмикрокристаллических а^е и титана марки ВТ1-0 качественно подобна. Поэтому ниже будут представлены экспериментальные результаты только

для а^е, подвергнутого равноканальному угловому прессованию (4 прохода). При этом истинная степень деформации материала, рассчитанная по формуле е = arcsh(ЛС^ф), достигала 2.09. Результатам исследований субмикрокристаллического титана будет посвящена отдельная статья.

В ходе предварительного равноканального углового прессования в субмикрокристаллическом а^е формируется полосовая фрагментированная мезосубструктура с высоким сопротивлением сдвиговой деформации [13]. Запас пластичности такого материала очень низок, а способность к упрочнению быстро снижается. Поэтому стадия пластического течения на диаграмме деформации с положительным коэффициентом деформационного упрочнения очень короткая (рис. 7, а) и пластическое течение при растяжении приводит к быстрому (е ~ 1.5 %) развитию макрополос локализованной деформации (рис. 7, б). Шейка в а-Ре, как и в стали ВКС-12, начинает развиваться за счет формирования двух сопряженных макрополос локализованной деформации, пересекающихся в центре образца. На ранней стадии она близка к симметричной, о чем свидетельствует конфигурация изолиний их, иу (рис. 7, в, г). Однако подобная шейка развивается только до предела прочности, пока идет упрочнение материала. На стадии падения кривой а-£ происходит резкое разупрочнение материала в макрополосах локализованной деформации.

Этот процесс начинает развиваться ускоренно в одной из полос, и в дальнейшем его интенсивность в данной полосе непрерывно возрастает. Это приводит к пе-

Рис. 7. Диаграмма растяжения (а), металлографическая картина деформационного рельефа (б), соответствующие ей картины изолиний их (в) и и у (г) в шейке образца субмикрокристаллического а^е, Е[ = 3.2 %

регруппировке в шейке линейных и сдвиговых компонент и формированию наклонной шейки (рис. 8).

Для наклонной шейки как сдвиговые, так и линейные компоненты располагаются вдоль одной из макро-

полос, ориентированной по направлению максимальных касательных напряжений. Сдвиговые компоненты деформации вдоль сопряженной макрополосы растут очень медленно. Количественное различие в характере

е2 = 4.5 %

0

12

х Ё3 ~62 % х

Рис. 8. Распределение линейных и сдвиговых компонент деформации в шейке образца субмикрокристаллического а^е

"*ГЛЭХ л 1 ху > ° ' 0.04 - а-Ре £р| 0

/

0.02 - —2 „ ВКС-12 г—^ £р|

о.оо  В о

І I 1 I 3 5 і і 7 Є 8, %

Рис. 9. Изменение максимальных величин сдвиговой компоненты в первой (1) и второй (2) макрополосах (а), изменение отношения у сдвиговой компоненты к линейной £(пунктирная кривая) и Е^/еу (сплошная кривая) с ростом степени деформации (б) в стали ВКС-12 и субмикрокристаллическом а-Бе

изменения максимальной величины сдвиговой компоненты в макрополосах наклонной и симметричной шейках показано на рис. 9, а.

В результате такой перегруппировки за счет наложения друг на друга линейных и сдвиговых компонент формируется мощная полоса локализованного скольжения, в которой наблюдается максимальная величина интенсивности деформации (рис. 10, а). Таким образом, части образца по обе стороны от данной полосы не только сдвигаются друг относительно друга как целое, но и удаляются одна от другой под влиянием растягивающих напряжений. Данный процесс завершается разрушением материала вдоль макрополосы (рис. 10, б).

Рисунок 9, б демонстрирует, как с ростом макродеформации в шейке изменяется отношение максимальных величин сдвиговой компоненты єху к линейным єх и Єу. В симметричной шейке образца стали ВКС-12 отношение ех с ростом деформации слабо

изменяется, при этом линейная компонента єх всегда превышает по величине сдвиговую на ~ 30-50 %. В субмикрокристаллическом а-Бе на начальной стадии образования шейки сдвиговая и линейная компоненты сравнимы по величине, а по мере развития наклонной шейки сдвиговая компонента интенсивно растет и перед

разрушением єр! превышает линейную более чем в 2.6 раза. Резкое возрастание сдвиговой компоненты на заключительной стадии формирования наклонной шейки отражает характер эволюции ее разрушения, что подтверждает и анализ фрактограмм изломов субмикро-кристаллического а-Бе (рис. 11).

Структура поверхности излома, представленная на рис. 11, резко неоднородна. Глубокий вырыв (область А) в центральной части излома обусловлен, по-видимому, неоднородностью напряженно-деформированного состояния в центре шейки образца субмикрокристалли-ческого а-Бе (его природа требует дополнительного исследования). Ступеньки соскальзывания, наблюдаемые на боковой грани, а также заметное сужение поперечного сечения излома, свидетельствуют о наличии вязкой составляющей разрушения. Максимальная плотность ямок наблюдается в области максимального сужения поперечного сечения, где накопленное формоизменение за весь период образования шейки максимальное. В этой же области находятся самые крупные ямки, что указывает на то, что начало зарождения магистральной трещины и первая стадия ее распространения произошли именно в этой области в условиях объемно-напряженного состояния (рис. 11, область В). В центре ямок

Рис. 10. Распределение интенсивности деформации в шейке при 83 « 6.2 %

лежат частицы, что подтверждает механизм порообразования в а-Бе на частицах и распространение трещины путем слияния пор. Первоначально трещина развивалась в направлении ВС в условиях слабо выраженного объемно-напряженного состояния. Развитие внутренней трещины приводит к уменьшению поперечного сечения и возрастанию напряжения в сечении шейки. Это ускоряет последующий поперечный сдвиг в условиях плосконапряженного состояния и формирование поверхности среза.

На образованной поверхности среза выявляется характерная венообразная картина (рис. 11, область П) [15], формирующаяся в случае, когда разрушение происходит в плоскостях максимальных скалывающих напряжений, где в основном развиваются процессы пластической деформации. Так как срез завершает предшествующую пластическую деформацию, он чаще проходит внутри зерен (рис. 11, область Е). На поверхности среза, кроме областей с удлиненными ямками, часто

видны довольно плоские площадки большей или меньшей протяженности. Это отдельные транскристаллические фасетки, образованные при соскальзывании двух частей образца по макрополосе локализованной деформации.

4. Обсуждение результатов

Анализ закономерностей распределения и самосогласованного развития сдвиговых и линейных компонент пластического течения в шейке позволяет описать физическую мезомеханику завершающей стадии пред-разрушения деформируемого материала. Проведенные эксперименты полностью подтвердили предложенный в работах [1, 2] принципиально новый механизм деформации в шейке, в основе которого лежит самосогласо-вание сдвигов в двух макрополосах локализованного пластического течения как ведущего процесса глобальной потери сдвиговой устойчивости деформируемого

материала на макромасштабном уровне. Как и предполагалось при выборе исследуемых материалов, именно разный характер развития пластических сдвигов в сопряженных макрополосах локализованной деформации определил их различие в формировании шейки (симметричная или наклонная) и типе последующего разрушения (чашечный излом или разрушение срезом). В рамках многоуровневого подхода естественно важную роль играют аккомодационные процессы в шейке на мезо- (фрагментация материала по Рыбину [4]) и микроскопическом (дислокационная подсистема) масштабных уровнях. Самосогласование пластического течения в шейке во всей иерархии масштабных уровней определяет закономерности ее эволюции и разрушение материала.

Принципиально важно, что в симметричной шейке максимальная величина главных линейных компонент деформации достигается в центральном ее объеме, а максимальные сдвиговые компоненты, а также повороты — в каждой четверти шейки. При этом их знак поочередно меняется на противоположный, так как сдвиги со знаком «+» связаны с одной полосой, а со знаком «-» — с другой. Последний результат связан с самосогласованием поворотных мод деформации в

N

шейке по соотношению ^ rot Jt = 0 [16, 17]. Мате-

i-1

риальный поворот, сопровождающий сдвиг в каждой макрополосе, должен компенсироваться кристаллографическими поворотами в окружающем материале за счет его фрагментации. Разные знаки материальных поворотов в сопряженных макрополосах должны создавать соответствующие кристаллографические повороты разных знаков в прилегающих зонах шейки. Именно это обстоятельство обусловливает фрагментацию материала в шейке и изменение знака поворотных мод в каждой ее четверти (рис. 3, г).

Наличие сдвиговых компонент, а также поворотных мод деформации обусловливает фрагментацию материала в шейке, подробно изученную в [4]. Согласно [18], стесненные поворотные моды деформации на мезо-масштабном уровне вызывают сильное деформационное упрочнение материала. Как следствие увеличения этого деформационного упрочнения (наряду с дислокационным внутри фрагментов) с ростом степени деформации, интенсивность поперечного пластического течения в шейке монотонно снижается, что не позволяет компенсировать соответствующий уход материала из центральной зоны шейки вдоль оси образца. В результате, в центральной области шейки возникает локальная зона всестороннего растяжения. В этой зоне происходит максимальное формоизменение в шейке, оцененное локальной величиной интенсивности деформации, и зарождается магистральная трещина под действием максимальных нормальных растягивающих напряжений.

Дальнейшее развитие разрушения в шейке зависит от соотношения интенсивности сдвигов в макрополосах, что, в свою очередь, связано со способностью материала сохранять или утрачивать высокую степень упрочнения с ростом степени деформации.

В высокопрочной стали ВКС-12 сдвиги в сопряженных макрополосах локализованной деформации развиваются с одинаковой интенсивностью (рис. 9, а) и сопровождаются высоким деформационным упрочнением. Это определяет симметричность шейки и протяженную стадию развития трещины по схеме нормального отрыва. На этой стадии формируется плоское дно чашечки излома. На второй (более короткой) стадии усиливается влияние касательных напряжений и формируется коническая часть излома по типу конус-чашечка. Такая трактовка согласуется с известным тезисом механики сплошной среды [19], согласно которому распространение трещины в объеме материала, те. в условиях наиболее выраженного объемно-напряженного состояния, энергетически выгодно при плоской деформации, т.е. отрывом, а при плосконапряженном состоянии — срезом.

Другое соотношение сдвигов в макрополосах локализованной деформации развивается в шейке образцов субмикрокристаллического а-Бе. На первой (короткой) стадии, пока сохраняется стабильность структуры и происходит заметное упрочнение материала, формируется шейка, близкая к симметричной, и первоначальная трещина зарождается в центре шейки по схеме нормального отрыва. Однако интенсивное разрушение исходной субмикрокристаллической структуры нарушает симметрию сдвигов в макрополосах. С ростом степени макродеформации сдвиговая компонента в макрополосе 1-1 значительно опережает в своем развитии сдвиговую компоненту в макрополосе 2-2 (рис. 9, а). Меняется при этом и соотношение величин сдвиговой £ху и линейных ех, £у компонент (рис. 9, б). Резкое увеличение сдвиговой компоненты деформации в макрополосе обусловливает переход ко второй стадии разрушения срезом вдоль данной макрополосы.

Таким образом, к моменту разрушения картина распределения линейных и сдвиговых компонент деформации в шейке образца субмикрокристаллического а-Бе качественно отличается от той, что наблюдалась в симметричной шейке образца стали ВКС-12. Это определило качественное различие характера их разрушения.

Как показала фрактография, зарождению трещины в шейке способствует деструкция материала, связанная с порообразованием. Этот процесс, как в стали ВСК-12, так и в субмикрокристаллическом а-Бе, часто начинается на частицах твердых включений, о чем свидетельствуют наблюдаемые при больших увеличениях в ямках вязкого излома частицы второй фазы. Согласно элект-

ронно-микроскопическим исследованиям [13], в суб-микрокристаллическом а-Бе это карбиды железа. В ВКС-12 это могут быть карбиды ванадия [12].

Существенная роль микропор в зарождении и развитии разрушения обсуждается в последнее время в ряде работ [20, 21]. Это согласуется с концепцией [22] о необходимости учета в деформируемом материале локальных зон растягивающих нормальных напряжений в зарождении всех видов деформационных дефектов, начиная от дислокаций и кончая микротрещинами. Приведенные на рис. 6, 11 картины структуры поверхностей разрушения убедительно свидетельствуют о важности фактора пористости в центральной зоне шейки в зарождении разрушения материала при его одноосном растяжении.

Представленные на рис. 2-11 экспериментальные данные получены для высокопрочных материалов, в деформации и разрушении которых определяющую роль играет развитие мезо- и макрополос локализованного пластического течения [23]. Однако есть все основания считать, что полученные в работе результаты имеют общий характер. Развитие симметричной шейки наблюдали в меди, алюминии, дуралюмине Д16, №Т^ в сплаве (Бе^1), сталях марок Ст3, 30ХГСА, наклонной шейки — в субмикрокристаллических меди, титане. Развитие в шейке макрополос локализованной деформации при растяжении пластичных поликристаллов наблюдали в [24-27]. Результаты настоящей работы позволяют объяснить характер разрушения в шейке на основе анализа соотношения сдвигов в макрополосах локализованной деформации, сопряженных в шейке по направлениям максимальных касательных напряжений.

Физическая природа возникновения шейки и развития в ней двух макрополос локализованной деформации обсуждалась в работах [28-33].

Лазерная спекл-интерферометрия обнаружила на поверхности деформируемых плоских образцов алюминия, алюминиевого сплава А5052Н32, стали S45С движение «белой полосы», генерируемой неподвижным захватом испытательной машины. В месте остановки «белой полосы» возникала шейка и происходило разрушение материала [28-30]. «Белая полоса» интерпретирована в [33] как полоса локализованного пластического течения, которая зарождается у неподвижного захвата испытательной машины (как макроконцентратора напряжений) и распространяется вдоль сильнодеформи-рованного образца подобно полосе Людерса. Возникающий при этом изгиб оси образца непрерывно уменьшает скорость перемещения макрополосы и, наконец, останавливает ее около центра образца. В этом месте возникает мощный макроконцентратор напряжений, связанный с локальным изгибом образца. Он формирует в образце сопряженную макрополосу, обеспечивающую заданные граничные условия (неизменность оси дефор-

мируемого образца). В зоне «креста» двух сопряженных макрополос в образце развивается шейка.

В работах [24-27] использована испытательная машина с двумя подвижными захватами. Деформацию на поверхности плоских образцов изучали с помощью оптико-телевизионного измерительного комплекса TOMSC. Также наблюдали зарождение у захвата испытательной машины макрополосы локализованной деформации и ее распространение вдоль оси образца. Но в условиях двух подвижных захватов макрополоса распространялась по всей длине образца, отражалась от противоположного захвата в ориентации сопряженного сдвига и двигалась в обратном направлении вдоль оси образца. Принципиально важно, что путь миграции макрополосы вдоль образца сокращался при каждом цикле, возникала ее периодическая переориентация в сопряженное направление и, наконец, движение прекращалось в центре образца. В зоне остановки возникали две макрополосы локализованной деформации, самоорганизован-ные по схеме креста в сопряженных направлениях ттах. В образце возникала шейка, и вся последующая деформация локализовалась только в шейке.

Эти результаты свидетельствуют о том, что границы шейки являются фактически виртуальными захватами испытательной машины, в зоне которых возникают макроконцентраторы напряжений, вызывающие нагружение образца не только в продольном, но и поперечном направлении. Это определяет двухосное нагружение в шейке деформируемого образца. Механизм двухосного нагружения материала в шейке осуществляется через самосогласование сдвигов в двух макрополосах локализованной деформации на макромасштабном уровне. Другими словами, деформация в шейке как глобальная потеря сдвиговой устойчивости нагруженного образца качественно отличается от дислокационных механизмов его пластического течения в условиях однородного формоизменения. Она должна описываться уравнениями вихревого механического поля [16, 17, 34, 35].

Данное заключение представляется концептуально важным в рамках многоуровневого подхода в физической мезомеханике деформируемого твердого тела.

5. Выводы

Образование шейки в образце при его одноосном растяжении связано с развитием в локальной зоне образца двух макрополос локализованной деформации, самоорганизованных по схеме креста вдоль сопряженных направлений максимальных касательных напряжений. Самосогласование пластических сдвигов в данных макрополосах обусловливает возникновение в шейке образца нового механизма двухосного локального нагружения и, как следствие, самосогласованное развитие продольного и поперечного пластического течения ма-

териала в этой зоне. Данный механизм двухосного нагружения определяет специфику развития деформации и разрушения материала в шейке.

В центральной зоне шейки, где пересекаются две макрополосы локализованной деформации, экспериментально выявляется максимальная скорость пластического течения в направлении оси нагружения. Выполнение условия сохранения сплошности обусловливает развитие в боковых зонах между макрополосами деформации поперечного пластического течения. Деформационное упрочнение, связанное с фрагментацией материала в боковых зонах шейки, нарушает условие сохранения сплошности. В центральной области шейки развивается пористость и зарождается трещина нормального отрыва.

Дальнейшее развитие разрушения в шейке зависит от соотношения интенсивности сдвигов в макрополосах, самосогласованных по схеме креста, что, в свою очередь, связано со способностью материала сохранять или утрачивать высокую степень упрочнения с ростом деформации.

В структурно-стабильной высокопрочной стали ВКС-12 пластические сдвиги в обеих макрополосах развиваются с одинаковой интенсивностью. Это определяет формирование симметричной шейки с максимальным формоизменением в ее центре. Зародившаяся в центре шейки трещина развивается в две стадии. На первой стадии она прорастает при плоской деформации, т.е. по схеме нормального отрыва, что энергетически наиболее выгодно в условиях объемно-напряженного состояния. На второй стадии разрушение проходит в условиях плосконапряженного состояния срезом, завершая формирование излома по типу конус-чашечка.

В высокопрочных поликристаллах субмикрокрис-таллических а-Бе и титана близкая по интенсивности сдвиговая деформация в сопряженных макрополосах наблюдается только на очень короткой первой стадии образования шейки. При дальнейшем нагружении в одной из сопряженных макрополос развивается интенсивная сдвиговая деформация, сопровождаемая сильным разупрочнением. Первая стадия разрушения в субмик-рокристаллическом а-Бе связана с зарождением трещины нормального отрыва в центральной зоне с максимальной величиной интенсивности деформации, накопленной за весь период формирования шейки. Вторая (основная) стадия разрушения проходит срезом по схеме поперечного сдвига в макрополосе с максимальной величиной интенсивности деформации.

Анализ фрактографии изломов подтверждает, что как для стали ВКС-12, так и для субмикрокристалличес-ких материалов двухстадийный характер разрушения связан со сменой напряженно-деформированного состояния: объемно-напряженного на первой стадии и плосконапряженного — на второй. Обнаруженные на

поверхностях разрушения ямки, в центре которых обычно находятся частицы другой фазы, свидетельствуют о том, что в зарождении и развитии пористости в зоне разрушения существенную роль играют твердые включения другой фазы. Отсюда следует, что объемная доля, размер частиц второй фазы и характер их распределения оказывают влияние на процесс разрушения.

Сопоставление результатов настоящей работы, полученных при деформации высокопрочных материалов, с результатами подобных исследований других материалов свидетельствует об общности сделанного заключения о ключевой роли двух макрополос локализованной деформации, сопряженных по схеме креста, в формировании шейки при деформации поликристаллов растяжением.

Работа выполнена при финансовой поддержке проекта 8.1.1 СО РАН и проекта 4.12.5 ОЭММПУ РАН.

Литература

1. 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. 97-106.

2. Panin V.E., Grinyaev Yu.V, Panin A.V., Panin S.V Multilevel Wave Model of a Deformed Solid in Physical Mesomechanics // Proc. 6th Int. Conf. Mesomech. - Patras, Greece: Patras Univ. Press, 2004. -P. 335.

3. Трефилов В.И., Мильман Ю.В., Фирстов С.А. Физические основы прочности тугоплавких металлов. - Киев: Наукова думка, 1975. -315 с.

4. Рыбин В.В. Большие пластические деформации и разрушение металлов. - М.: Металлургия, 1986. - 224 с.

5. Трефилов В.И., Моисеев В.Ф., Печковский Э.П. и др. Деформационное упрочнение и разрушение поликристаллических металлов. - Киев: Наукова думка, 1989. - 256 с.

6. Лихачев В.А., Рыгбин В.В. Дисклинационная модель пластической деформации и разрушения кристаллов // Вестник Ленинградского университета. - 1976. - № 7. - С. 103-108.

7. Лихачев В.А., Рыгбин В.В. Дисклинации в идеально фрагментированном кристалле // ФТТ. - 1976. - Т. 18. - С. 163-165.

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

9. Рыгбин В.В. Закономерности формирования мезоструктур в ходе развитой пластической деформации // Вопросы материаловедения. - 2002. - Т. 29. - № 1. - С. 11-33.

10. Панин В.Е. Пластическая деформация и разрушение твердых тел как эволюция потери их сдвиговой устойчивости на разных масштабных уровнях // Вопросы материаловедения. - 2002. - Т. 29. -№ 1. - С. 34-50.

11. 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. 10-25.

12. Панин В.Е., Каблов Е.Н., Плешанов В.С. и др. Влияние ультразвуковой ударной обработки на структуру и сопротивление усталости сварных соединений высокопрочной стали ВКС-12 // Физ. мезо-мех. - 2006. - Т. 9. - № 2. - С. 85-96.

13. Панин А.В., Сон А.А., Иванов Ю.Ф., Копыглов В.И. Особенности локализации и стадийности пластической деформации субмикро-кристаллического армко-железа с полосовой фрагментированной субструктурой // Физ. мезомех. - 2004. - Т. 7. - № 3. - С. 5-16.

14. Казаченок М. С., Панин А.В., Иванов Ю.Ф. и др. Влияние термического отжига на механическое поведение технического титана

ВТ1-0, имеющего субмикрокристаллическую структуру в поверхностном слое или объеме материала // Физ. мезомех. - 2005. -Т. 8. - № 4. - С. 37-44.

15. Глезер А.М., Молотилов Б.В. Структура и механические свойства аморфных сплавов. - М.: Металлургия, 1992. - 108 с.

16. Панин В.Е. Физические основы мезомеханики среды со структурой // Изв. вузов. Физика. - 1992. - Т. 35. - № 4. - С. 5-18.

17. Попов В.Л., Панин В.Е. Фрактальный характер и масштабная инвариантность дисклинационной структуры деформируемого твердого тела // Доклады РАН. - 1997. - Т. 352. - № 1. - С. 51-53.

18. Смолин И.Ю. О применении модели Коссера для описания пластического деформирования на мезоуровне // Физ. мезомех. -2005. - Т. 8. - № 3. - С. 49-62.

19. Шанявский А.А. Безопасное усталостное разрушение элементов авиаконструкций. Синергетика в инженерных приложениях. -Уфа: Монография, 2003. - 803 с.

20. Nakajima M., Mochizuki Yu., Shimizu T. et al. Coaxing Effect in High Strength Steels // Proc. Int. ICF Interquadrennial Conf. Fracture Mech. / Ed. by R.V. Goldstein et al. - Moscow: Inst. Prob. Mech. RAN, 2007.

21. Pineau A. Modelling Ductile-to-Brittle Fracture Transition in Steels: (Micro) Mechanical and Physical Challenges // Proc. Int. ICF Inter-quadrennial Conf. Fracture Mech. / Ed. by R.V. Goldstein et al. -Moscow: Inst. Prob. Mech. RAN, 2007.

22. Панин В.Е., Моисеенко Д.Д., Максимов П.В., Панин А.В. Физическая мезомеханика деформируемого твердого тела как многоуровневой системы. III. Неупругий предвестник зарождения пластического сдвига // Физ. мезомех. - 2006. - Т. 9. - № 5. - С. 5-15.

23. Коротаев А.Д., ТюменцевА.Н., Пинжин Ю.П. Активация и характерные типы дефектных субструктур мезоуровня пластического течения высокопрочных материалов // Физ. мезомех. - 1998. -Т. 1. - № 1. - С. 23-35.

24. Панин В.Е., Дерюгин Е.Е. Самоорганизация макрополос локализованного сдвига и фазовые волны переключений в поликристаллах // Физ. мезомех. - 1999. - Т. 2. - № 1-2. - С. 77-87.

25. Panin V.E., Derugin E.E., Wasman G.I. Shear bands and fracture of imperfect Fe - 3 % Si polycrystals // Int. J. Fract. - 2001. - V. 107. -P. 1-10.

26. Derugin E.E., Panin V.E., Schmauder S., Soppa E. The effects of macrolocalization of deformation in Al-based composites with A^O3 inclusions // Fatig. Fract. Eng. Mater. Struct. - 2003. - V. 26. - P. 295304.

27. Дерюгин Е.Е., Панин В.Е., Шмаудер 3., Стороженко И.В. Эффекты локализации деформации в композитах на основе Al с включениями ALA // Физ. мезомех. - 2001. - Т. 4. - № 3. - С. 35-47.

28. Супрапеди, Тойоока С. Пространственно-временное наблюдение пластической деформации и разрушения методом лазерной спекл-интерферометрии // Физ. мезомех. - 1998. - Т. 1. - № 1. - С. 5560.

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

30. Tominaga M., Toyooka S., Saito Yu. Experimental Approach for Propagation of Strain-Localized Band in Tensile Test of SUS304 Auste-nitic Stainless Steel // Proc. Int. Conf. Mesomechanics 2002 / Ed. by R. Pyrz et al. - Aalborg: Aalborg Univ. Press, 2002. - P. 279-285.

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

32. Панин В.Е., Панин А.В. Эффект поверхностного слоя в деформируемом твердом теле // Физ. мезомех. - 2005. - Т. 8. - № 5. - С. 7-

15.

33. Panin V.E. Physical mesomechanics of plastic deformation and experimental results obtained by optical methods // Oyobuturi. - 1995. -V. 64. - No. 9. - P. 888-894.

34. Панин В.Е., Гриняев Ю.В., Егорушкин В.Е. Спектр возбужденных состояний и вихревое механическое поле в деформируемом кристалле // Изв. вузов. Физика. - 1987. - Вып. 30. - № 1. - С. 36-51.

35. Панин В.Е., Гриняев Ю.В. Физическая мезомеханика — новая парадигма на стыке физики и механики деформируемого твердого тела // Физ. мезомех. - 2003. - Т. 6. - № 4. - С. 9-36.

Поступила в редакцию 26.12.2006 г., переработанный вариант 22.06.2007 г.