Локализация пластического течения в низкоуглеродистой стали, деформированной взрывом

УДК 669.141.24:539.374

Локализация пластического течения в низкоуглеродистой стали,

деформированной взрывом

И.А. Батаев, А.А. Батаев, И.А. Балаганский, В.Г. Буров,

Е.А. Приходько, Н.А. Морева, А.А. Руктуев

Новосибирский государственный технический университет, Новосибирск, 630092, Россия

Исследованы процессы локализации пластического течения, имеющие место при динамическом нагружении стального диска из стали 20 с феррито-перлитной структурой при реализации схемы взрыва заряда с применением фокусировки энергии. Выделены три зоны диска, различающихся по характеру процессов структурных превращений. Установлено, что в средней зоне стального диска пластическая деформация реализуется с проявлением механизма двойникования. Двойники зафиксированы как в феррите, так и в пластинчатом перлите исследуемой стали. Количество двойников в пределах одного зерна может быть более 100. В центральной наиболее нагруженной зоне диска, наряду с образованием двойников деформационного происхождения, формируются полосы локализованного пластического течения шириной ~100-1000 мкм. Развитие этих полос соответствует поведению систем с положительной обратной связью. Образующиеся полосы имеют надструктурный характер. Направление их развития с особенностями кристаллического строения феррита и перлита стального диска не связано.

Ключевые слова: сталь 20, динамическое нагружение, локализация течения

Plastic flow localization in explosion-deformed low-carbon steel

I.A. Bataev, A.A. Bataev, I.A. Balagansky, V.G. Burov, E.A. Prikhodko, N.A. Moreva and А.А. Ruktuev

Novosibirsk State Technical University, Novosibirsk, 630092, Russia

The paper studies the plastic flow localization in a steel 20 disk with ferrite-pearlite structure under dynamic loading in a focused-energy explosion. Three regions of the disk differing in structural transformation are distinguished. It is found that plastic deformation some distance away from the center of steel disk involves twinning. Twins are detected both in ferrite and in lamellar pearlite of the steel. The number of twins in a grain can be larger than 100. In the most loaded central region, localized plastic flow bands of width ~100-1000 ^m, along with twinning, are observed. The development of the bands corresponds to systems with a positive feedback. The bands are superstructural; the direction of their development does not depend on the peculiarities of the ferrite and pearlite crystalline structure of the steel disk.

Keywords: steel 20, dynamic loading, flow localization

1. Введение

Структурные превращения, происходящие в пластически деформированных металлических материалах, длительное время являются предметом исследования во многих научных работах, выполняемых в отечественных и зарубежных лабораториях. Детально изучены процессы, реализующиеся на различных стадиях деформационного упрочнения металлических материалов с различной исходной структурой [1-10]. В первую очередь, речь идет о металлических материалах, находящихся в однофазном состоянии. В ряде работ, выполненных различными коллективами, в том числе и авто-

рами данной работы, изучено поведение в условиях статического и усталостного нагружения сталей с гетеро-фазной структурой, например со структурой пластинчатого и глобулярного перлита [11-17]. Абсолютное большинство исследований выполнено при нагружении металлов по схеме статического или квазистатического нагружения при комнатной температуре.

Механизмы разрушения, характерные для этих условий, основаны на пластической деформации, развивающейся посредством скольжения дислокаций. В то же время на практике могут быть реализованы технологические процессы, связанные с высокоскоростным ди-

© Батаев И.А., Батаев А.А., Балаганский И.А., Буров В.Г., Приходько Е.А., Морева Н.А., Руктуев А.А., 2011

намическим нагружением металлических материалов. Речь идет, главным образом, о пластической деформации материалов, имеющей место при реализации взрывного нагружения. Объем научных исследований, связанных с анализом структурных превращений металлических материалов в условиях высокоскоростной деформации, намного меньше по сравнению с исследованиями статически нагруженных материалов. В то же время распространение технологических процессов, основанных на использовании взрывных технологий, в первую очередь сварки взрывом, обусловливает необходимость проведения соответствующих структурных исследований.

Учитывая вышеизложенное, в работе была поставлена задача изучить особенности поведения металлических материалов в условиях динамического нагружения. Интерес представлял анализ структурных изменений, происходящих в материалах, находящихся в гете-рофазном состоянии.

2. Материалы и методы исследования

Объектами исследования служили стальные диски диаметром 120 мм и толщиной 12 мм, изготовленные из горячекатанной стали 20 с феррито-перлитной структурой. Сталь имела следующий состав: 0.18 % С, 0.51 % Мп, 0.16 % Si, 0.03 % Р, 0.04 % S. Средний размер ферритного зерна составлял 28 мкм. Перлит находился в форме конгломератов колоний, наблюдаемых на снимках в виде темных (интенсивно травящихся) участков. Средний размер конгломератов был равен 42 мкм. Высокоскоростное нагружение осуществляли по схеме сжатия диска с использованием явления фокусировки энергии во взрывной системе, включающей в свой сос-

тав высокомодульные упругие элементы [18]. Схема проведения эксперимента представлена на рис. 1 и подробно описана в работе [19]. Металлографические исследования выполняли при увеличениях в диапазоне 25-1500 крат с применением микроскопа Carl Zeiss AXIO Observer A1m. Для проведения более глубоких исследований использовали методы растровой электронной микроскопии (микроскоп Carl Zeiss EVO 50 XVP) и просвечивающей электронной микроскопии (микроскоп Tecnai G2 20TWIN). Микротвердость различных зон деформированной стали определяли с применением прибора Wolpert Group 402 MVD.

3. Результаты структурных исследований

При нагружении взрывом стального диска по описанной выше схеме он приобретает чашеобразную форму (рис. 2). В деформированном образце условно можно выделить три зоны, различающиеся характером протекающих процессов пластического течения и разрушения материала. Диаметр центральной зоны I, в которой зафиксированы наиболее ярко выраженные структурные превращения, составляет примерно 40 мм. В периферийной зоне диска III заметных изменений ферритоперлитной структуры, обусловленных высокоскоростной деформацией, не обнаружено. Эта зона имеет форму кольца с внешним диаметром 120 мм и внутренним диаметром, составляющим примерно 110 мм. Промежуточная по расположению зона II имеет градиентную деформированную взрывом структуру. Количество дефектов деформационного происхождения в ней по мере приближения к центру диска возрастает.

Рис. 1. Схема проведения эксперимента по взрывному нагружению стального образца с применением явления фокусировки энергии: 1 — высоковольтный детонатор, 2 — активный заряд взрывчатого вещества, 3 — инертная вставка, 4 — вода, 5 — пассивный заряд взрывчатого вещества, 6 — стальной образец

Рис. 2. Форма стального диска после динамического нагружения и анализируемые зоны I, //, III

Рис. 3. Структура стального диска, деформированного взрывом, в промежуточной зоне II

Основным типом дефектов, формирующихся в средней зоне диска II, при взрывном нагружении являются двойники. Большинство из них образуется в ферритных зернах (рис. 3, а, б). Реализации этого механизма пластического течения способствуют внешние условия на-

гружения: высокая скорость деформации и относительно низкая температура деформируемого материала. При выполнении этих условий механическое двойникование проявляется при неблагоприятной ориентации плоскостей скольжения по отношению к действующей силе [20].

Для условий статического и квазистатического нагружения феррита явление двойникования нетипично. В этих случаях деформация а-фазы развивается по механизму дислокационного скольжения.

Важнейшая особенность двойников заключается в том, что эти дефекты кристаллографически четко связаны с фазой, в которой они образуются. В кристаллах с объемно-центрированной кубической решеткой процессы механического двойникования развиваются по системам {112}(111) [20]. По этой причине двойники, наблюдаемые в феррите стали 20, выглядят в виде наборов параллельных друг другу полос. Обычно двойники распространяются от одной границы зерна до другой. В то же время встречаются двойники, прерывающиеся внутри ферритного зерна (рис. 3, а).

Двойники деформации в феррите представляют собой относительно узкие прослойки материала в исходной матрице. Их толщина, определенная методом просвечивающей электронной микроскопии, составляет ~0.2-1 мкм. В пределах одного ферритного зерна металлографически зафиксированы десятки узких параллельных друг другу двойников. Наибольшее количество двойников (более сорока) наблюдали в крупных фер-ритных зернах (размером ~60-70 мкм и более). Таким образом, в процессе высокоскоростной деформации и образования системы параллельных друг другу двойников ферритные зерна делятся на множество полос с кристаллографической ориентацией а-фазы двух типов (рис. 4). Во многих зернах можно наблюдать два-три набора параллельных друг другу двойников. В этих условиях границы двойников одной ориентации могут служить барьерами при распространении двойников другой ориентации. Таким образом, двойники разной ориентации образуют узор в виде характерных, закономерно переплетающихся «ферм» (рис. 3, б).

Металлографически и с применением методов электронной микроскопии установлено, что двойники могут быть образованы не только в однофазном материале (феррите), но также и в структуре пластинчатого

Рис. 4. Изменение ориентации кристаллографических плоскостей феррита при образовании множества двойников деформационного происхождения

перлита (рис. 3, в, г). Процессы двойникования в гетеро-фазных материалах являются мало изученными [11-13]. По этой причине анализ особенностей формирования двойников в перлите стали 20 представляет особый интерес. На рис. 3, б можно наблюдать два параллельных двойника (отмечены стрелками), развивающихся в фер-ритном зерне и нашедших свое продолжение в соседней колонии перлита. Можно предположить, что кристаллографические ориентации ферритного зерна и феррит-ной матрицы соседней перлитной колонии совпадают. Следовательно, зафиксированные параллельные двойники представляют собой не четыре отдельных, а всего лишь два дефекта, распространяющихся по единой фер-ритной матрице, общей для граничащих между собой зерна а-фазы и колонии пластинчатого перлита.

Наиболее заметные структурные превращения в исследуемой стали зафиксированы в пределах зоны I. Непосредственно в центре диска образуется кратер диаметром —5-10 мм. Цвета побежалости, наблюдаемые на поверхности материала вблизи этого кратера, свидетельствуют о высокой температуре, имеющей место при деформации стального диска взрывом. Образование кратера обусловлено явлением фокусировки энергии, которое связано с инициированием детонации в предварительно сжатом опережающей волной массивном заряде взрывчатого вещества и схождением детонационной волны к оси симметрии заряда (рис. 1).

Количество дефектов, возникающих в зоне I намного больше, чем в зоне II. Основным типом дефектов в промежуточной зоне II, как уже отмечалось, являются двойники деформационного происхождения. В центральной зоне кроме двойников образуются полосы локализованного течения, имеющие сложное неоднородное строение, макро- и микротрещины (указаны стрелками на рис. 3, д). Обусловлено это тем, что условия деформации металла в зонах I и II существенно отличаются. Вблизи кратера достигаются более высокие значения температуры и давления. Высокая температура, имеющая место в локальных микрообъемах материала, инициирует процессы дислокационного скольжения. Признаков двой-никования в этих микрообъемах не обнаружено. Образование полос локализации деформации является следствием развития неоднородного пластического течения материала, деформируемого с высокой скоростью. В деформированных зонах, не подвергнутых рекристаллизации, плотность дислокаций в феррите повышена (~5 • 1010см-2). Интенсивный нагрев центральных зон полос приводит к развитию рекристаллизаци-онных процессов и снижению плотности дислокаций до 109 см-2.

Поведение материала в зоне локализации пластического течения носит черты систем с обратной положительной связью. Для них характерным является ускорение отклонения от устойчивого состояния при иниции-

ровании процесса внешнего возмущения. Таким образом, если в системе с обратной положительной связью процесс по какой-либо причине начинается, в дальнейшем его развитие облегчается и система быстро уходит от устойчивого состояния. В анализируемом случае речь идет о развитии процесса пластического течения материала в условиях динамического нагружения. Течение материала начинается в локализованных зонах, по ограниченному количеству плоскостей и сопровождается интенсивным выделением тепла. Происходящее при этом повышение температуры приводит к уменьшению прочностных свойств материала в зоне интенсивного скольжения. Снижение прочностных свойств, в свою очередь, облегчает процесс пластического течения и вызывает дальнейшее повышение температуры. Следовательно, система все дальше уходит от условий равновесия. Наиболее высокие шансы для активного развития имеют полосы пластического течения, возникшие первыми. Возможности развития процессов скольжения в соседних микрообъемах резко уменьшаются. Таким образом, в условиях высокоскоростного нагружения, способствующего локализации пластического течения, ресурс пластичности большей по объему части материала перед образованием разрушающих трещин не исчерпывается.

Схематически процессы локализации пластического течения, имеющие место при динамическом нагружении, представлены на рис. 5. Из этой схемы, построенной на основании модели дислокационной токовой неустойчивости Владимирова [21], следует, что процессы деформации сосредоточены в узких двойниках, ограниченных размерами зерна, а также в протяженных полосах локализованного течения, имеющих надструктур-ный характер и пересекающих множество зерен.

Количества тепла, выделяемого при сдвиге материала вдоль полос локализованного течения, достаточно для нагрева стали до температур, соответствующих аустенитной области. Локализация процессов пластического течения, имеющая место при реализации высокоскоростного нагружения, приводит к тому, что тепло выделяется в ограниченном количестве микрообъемов

деформируемого материала и за очень короткое время. Остальной объем материала на этапе его сдвига вдоль узких полос течения остается в ненагруженном состоянии. В окрестности полос локализованного течения имеет место резкий градиент температур: от температуры плавления в центральной части полосы до температур, близких к комнатной (на расстоянии около 100200 мкм от полосы). На этапе прекращения интенсивного сдвига материала вдоль полос температурный градиент начинает уменьшаться. Тепло из нагретых зон уходит в объемы, оставшиеся холодными. Характер происходящих при этом структурных превращений определяется геометрическими параметрами перегретых при сдвиге зон, скоростью теплоотвода и расстоянием от перегретых зон.

В микрообъемах, находящихся в аустенитном состоянии, в процессе отвода тепла в смежные зоны реализуется бездиффузионный механизм превращения и формируется мелкокристаллический мартенсит. В результате этого центральные зоны полос локализованного течения приобретают повышенный уровень прочности. Максимальный уровень микротвердости НУ в закаленных зонах интенсивно деформированных полос достигает 7 200 МПа (рис. 6). Зафиксированные при измерении микротвердости колебания свойств материала обусловлены кратковременностью процесса нагрева и неоднородностью по содержанию углерода близко расположенных микрообъемов. Микротвердость деформированного перлита в полосах составляет 4400 МПа. Это

Рис. 5. Локализация пластической деформации в деформируемом взрывом стальном диске: 1 — полосы локализованной пластической деформации, 2 — двойники деформационного происхождения

Рис. 6. Микротвердость стали 20 в полосе локализованной пластической деформации: А — полоса локализованной пластический деформации, В — зона слабодеформированного материала, М — мартенсит, Ф — феррит, П — перлит, Д — двойник в феррите, т-т — линия, вдоль которой измерялась микротвердость

на 1200 МПа больше, чем микротвердость перлита в исходной заготовке (3 200 МПа). Аналогичные измерения были сделаны также и в феррите. В исходной заготовке микротвердость зерен а-фазы была равной 1900 МПа. Интенсивно деформированный феррит, располагающийся в полосах локализованного течения, был упрочнен до величины 3 000 МПа (рис. 6).

Тепло, отводимое при охлаждении перегретых полос интенсивного пластического течения, приводит к структурным превращениям в смежных зонах. В частности, металлографически зафиксировано развитие рекристаллизации, приводящей к изменению пластичности деформированного феррита. Степень измельчения зерен зависит от количества тепла, отводимого из перегретых зон, т.е. от их габаритов и температуры нагрева. Минимальный размер рекристаллизованных феррит-ных зерен составляет —1-2 мкм. Экспериментально установлено, что вблизи массивных широких (—5001000 мкм) зон, находившихся в расплавленном состоянии, размер рекристаллизованного ферритного зерна возрастает до 8-10 мкм (рис. 3, г). Крупные зерна наблюдаются также в зонах, расположенных между двумя перегретыми полосами деформации.

Ширина полос локализованной пластической деформации варьируется в значительных пределах — от десятков до сотен микрометров (рис. 3, д, ж). Полосы имеют сложное строение и четко выделяются на фоне недеформированного материала. Зерна феррита и перлитные колонии, различимые в пределах полос, вытянуты в направлении сдвига (рис. 3, з). Отношение длины деформированных перлитных колоний к их толщине достигает 15-20 и более. Зерна феррита удлиняются еще в большей степени. Толщина слоев в зонах интенсивной пластической деформации составляет —0.8-1.0 мкм. Внутри, а также вблизи многих полос наблюдаются не-сплошности в виде трещин, пор неправильной формы. Образование их обусловлено сильным деформационным упрочнением феррита и перлита, формированием хрупких прослоек мелкокристаллического мартенсита. В зонах повышенной концентрации полос локализованной деформации происходит объединение трещин и наблюдается выкрашивание материала. Такой механизм разрушения реализуется преимущественно в зоне кратера и в непосредственной близости от него.

4. Выводы

Процесс динамического нагружения диска из стали 20 с феррито-перлитной структурой, осуществляемый по схеме взрыва заряда с применением фокусировки энергии, сопровождается развитием явно выраженных процессов локализованного течения материала. Для анализируемого процесса характерны два механизма локализованной деформации, связанные с образованием двойников пластической деформации в феррите

и перлите, а также полос локализованного течения, проходящих через множество зерен и колоний перлита. Процесс механического двойникования реализуется в пределах ферритных зерен или колоний эвтектоида и определяется кристаллографической ориентацией фер-ритной матрицы. Полосы локализованного пластического течения кристаллографически с ферритной матрицей не связаны, они проходят через множество феррит-ных зерен и имеют надструктурный характер.

Пластическая деформация средней зоны стального диска реализуется с проявлением эффекта двойникова-ния. Двойники зафиксированы как в феррите, так и в перлите исследуемой стали. Количество двойников в пределах одного зерна может измеряться десятками, а в некоторых случаях может быть более 100. Ширина двойников в феррите составляет 0.2-1 мкм.

В центральной наиболее нагруженной зоне диска, наряду с двойниками деформационного происхождения, формируются полосы локализованного пластического течения шириной —100-1000 мкм. Развитие этих полос соответствует поведению систем с положительной обратной связью. Возмущение, внесенное в такую систему на начальном этапе, при развитии процесса деформации только усиливается. Материал деформируется по ограниченному количеству полос, температура в которых интенсивно возрастает, а прочность снижается. Образующиеся полосы имеют надструктурный характер. Направление их развития с особенностями кристаллического строения феррита и перлита стального диска не связано.

Работа выполнена при поддержке ФЦП «Научные и научно-педагогические кадры инновационной России» на 2009-2013 гг.

Литература

1. Конева Н.А. Природа стадий пластической деформации // Соро-совский образовательный журнал. - 1998. - № 10. - С. 99-105.

2. Панин В.Е., Гриняев Ю.В., Елсукова Т.Ф., Иванчин А.Г. Структурные уровни деформации твердых тел // Изв. вузов. Физика. -1982. - Т. 25. - № 6. - С. 5-27.

3. Панин В.Е., Панин А.В. Фундаментальная роль наномасштабного структурного уровня пластической деформации твердых тел // МиТОМ. - 2006. - № 12. - С. 5-10.

4. Конева Н.А. Классификация, эволюция и самоорганизация дисло-

кационных структур в металлах и сплавах // Соросовский образовательный журнал. - 1996. - № 6. - С. 99-107.

5. Панин В.Е., Панин А.В. Масштабные уровни пластической дефор-

мации разрушения наноструктурированных материалов // Нанотехника. - 2005. - № 3.- С. 28-42.

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

7. Конева Н.А., Козлов Э.В. Физическая природа стадийности пласти-

ческой деформации // Структурные уровни пластической деформации и разрушения. - Новосибирск: Наука, 1990. - С. 123-186.

8. Козлов Э.В., Старенченко В.А., Конева Н.А. Эволюция дислокационной структуры и термодинамика пластической деформации металлических материалов // Изв. АН СССР. Металлы. - 1993. -№ 5. - С. 152-155.

9. Конева Н.А., Козлов Э.В., Тришкина Л.И., Жданов А.Н. Механизмы

упрочнения и особенности стадийности деформации поликристаллов с нанозерном // Деформация и разрушение материалов. -2009. - № 1. - C. 12-15.

10. Панин В.Е., Егорушкин В.Е., Панин А.В. Физическая мезомеханика деформируемого твердого тела как многоуровневой системы. I. Физические основы многоуровневого подхода // Физ. мезомех. -2006. - Т. 9. - № 3. - С. 9-22.

11. Bowden H.G., Kelly P.M. Deformation twinning in shock-loaded pearl-ite // Acta Metall. - 1967. - V 15. - No. 1. - P. 105-111.

12. Proger M. Die Deformations und Bruchmechanismen des lamellaren Perlits: Dissertation. - Stuttgart, 1964. - 101 s.

13. Тушинский Л.И., Батаев А.А., Тихомирова Л.Б. Структура перлита и конструктивная прочность стали. - Новосибирск: Наука, 1993. -280 с.

14. Батаев А.А., Тушинский Л.И., Батаев В.А., Зуев Л.Б. Особенности пластической деформации сталей со структурой пластинчатого перлита // Изв. вузов. Физика. - 1996. - № 7. - С. 3-10.

15. БатаевВ.А., БатаевА.А., Которов С.А., Тушинский Л.И. Особенности разрушения упорядоченно выделенного избыточного цементита в заэвтектоидных сталях // МиТОМ. - 1999. - № 3. - С. 1113.

16. БатаевА.А., ТушинскийЛ.И., БатаевВ.А. Особенности разрушения цементита при деформации сталей со структурой пластинчатого перлита // ФММ. - 1995. - Т. 80. - № 5. - С. 148-154.

17. Батаев И.А., Павлюкова Д.В., Журавина Т.В., Макарова Е.Б., ТерентьевД.С. Формирование сваркой взрывом слоистых композиционных материалов из разнородных сталей // Обработка металлов. - 2010. - № 1. - С. 6-8.

18. Balagansky I.A., Matrosov A.D., Stadnichenko I.A., Glumov A.I., Samsonov A.V. Desensitization of heterogeneous high explosives under initiation through high modulus elastic elements // Int. J. Modern Phys. B. - 2008. - V 22. - No. 9-11. - P. 1305-1310.

19. Балаганский И.А., Хокамато К., Маникандан П., Матросов АД., Стадниченко И.А., Мийоши Х., Батаев И.А., Батаев А.А. Экспериментальное исследование явления фокусировки энергии во взрывных системах, включающих высокомодульные упругие элементы // Доклады АН ВШ РФ. - 2010. - № 1(14). - С. 62-73.

20. Гольдштейн М.И., Литвинов В.С., Бронфин Б.М. Металлофизика высокопрочных сплавов. - М.: Металлургия, 1986. - 312 с.

21. Владимиров В.И. Физическая природа разрушения металлов. -М.: Металлургия, 1984. - 280 с.

Поступила в редакцию 12.11.2010 г., после переработки 31.01.2011 г.

Сведения об авторах

Батаев Иван Анатольевич, асп. НГТУ, ivanbataev@ngs.ru

Батаев Анатолий Андреевич, д.т.н., проф., проректор НГТУ, bataev@adm.nstu.ru Балаганский Игорь Андреевич, д.т.н., проф., зав. каф. НГТУ, balagansky@craft.nstu.ru Буров Владимир Григорьевич, к.т.н., проф., декан НГТУ, wburow@yandex.ru Приходько Елена Алексеевна, асп. НГТУ, helens_case@ngs.ru Морева Наталья Александровна, асп. НГТУ, monray@ngs.ru Руктуев Алексей Александрович, студ. НГТУ, alex47@221.ru