Ударные волны и явления высокоскоростной деформации металлов

Под ред Мейерса М.А., Мурра Л.Е.

Металлургия, 1984 г.

Микроструктура и механические свойства металлов и сплавов после нагружения ударными волнами Л.Е.Мурр (L. Е. Murr — Department of Metallurgical and Materials Engineering New Mexico Institute of Mining and Technology Socorro, New Mexico 87801, USA) Изложены результаты большого числа экспериментов по обработке ударными волнами металлов и сплавов с использованием одной и той же схемы нагружения. Длительность импульса давления также была постоянной и составляла 2 мкс. Показано, что дислокации, дислокационные ячейки, плоские скопления дислока¬ций, деформационные и двойниковые дефекты упаковки, двойники и точечные дефекты вносят свой вклад в упрочнение при импульсном нагружении. Микрострук¬тура, образующаяся в металлах и сплавах г. ц. к- структуры, определяется в первую очередь энергией дефектов упаковки. Металлы и сплавы с высокой энергией дефектов упаковки характеризуются ячеистой дислокационной структурой в то время, как в материалах с низкой энер¬гией дефектов упаковки наблюдаются плоские скопления дислокаций, дефекты упаковки и двойники в плоскостях {111}. В сплавах с высокой энергией дефектов упаковки обнаружено двойникование в зернах с исходной ориентировкой {00l}при достижении критического напряжения сдвига. Показано, что образующаяся при пиковом давлении микроструктура и дефекты решетки обусловливают получаю¬щуюся твердость и условный предел текучести. Металлы и сплавы с о.ц.к. решеткой характеризуются нерегулярными дислока¬ционными скоплениями, образовавшимися в результате скольжения по большому числу плоскостей» хотя в них также наблюдается и деформация двойникованием. Размер зерна до деформации является важной структурной характеристикой, так как и после импудьсной деформации выполняется соотношение типа Холла-Петча. Упрочнение металлов и сплавов при импульсном нагружении описано в рамках известных теорий, а его величина и образующаяся микроструктура соответствуют тем, которые наблюдаются при обычных способах деформации, но при значитель¬но более низких значениях истинной деформации, Введение Импульсная деформация, особенно нагружение взрывными волнами, когда метаемая пластина ударяет в мишень, является относительно редким способом деформации, исходя из напряженного состояния и скорости деформации. Обычно деформация, происходящая при ударе метаемой пластины, рассматривается так» как если бы прикладываемый импульс давления Р соответствовал условиям все¬стороннего, а не одноосного сжатия. Хотя это справедливо при относительно вы¬соких давлениях (свыше 10 ГПа), потому что при этом нет необходимости учиты¬вать упругую анизотропию и другие ориентационные эффекты, было показано, что критическое давление двойниковання зависит от критического сдвигового напряжения, существенно меняющегося с ориентацией: [ 1 ]. 3.5. Влияние скорости деформации на образование мартенсита в нержавеющей стали 304 (18/8) К.П.Штадхаммер, С.Е.Франтц, СС.Хекер, Л.Е.Мурр ( K.P.Staudhammer, C.E.Frantz, S.S.Hecker — Los Alarnos Scientific Laboratory, Los Alamos, N.M. 87545, USA; L.EMurr - New Mexico Institute of Mining and Technology Socorro, N.M. 87801, USA) Листовые образцы нержавеющей стали испытывали в условиях одноосного растяжения в интервале температур 100 - 373 К при малой (10~3 с-1) и большой (10*3 с-1) скоростях деформации. Проводили также ударные нагружения при темпе¬ратурах 168 и 293 К. Количество образовавшегося при деформировании а'-мартен¬сита определяли с помощью магнитных измерений, увеличение температуры при деформировании регистрировали с помощью термопары, а образующуюся структуру изучали на электронном микроскопе. При комнатной температуре и малой степени деформации количество образующегося а'-мартенсита было больше для высокой скорости деформации. Деформация с малой скоростью и со степенью более 0,25 приводила к существенно большему количеству а'-мартенсита, чем высокоскорост¬ное нагружение. Исследования показали, что' уменьшение количества а'-мартенсита, наблюдав¬шееся при больших степенях деформации и при высокой скорости, связано с увели¬чением температуры при адиабатическом нагреве. При исследовании микрострук¬туры было обнаружено, что а1 -мартенсит зарождается на пересечении полос сдвига. При высокой скорости деформации создается больше таких пересечений, но рост зародышей а'-мартенсита тормозится увеличением температуры. В случае ударного нагружения обнаружено образование мартенсита при высоких температурах, что указывает на возможность превращения при таких высоких скоростях деформации и в условиях преобладающего напряженного состояния сжатия. Введение Влияние скорости деформации на у > a -превращение в нержавеющих сталях изучали в течение ряда лет. В ранних работах 11,2] отмечали, что увеличение скорости уменьшает количество образующегося мартенсита. Авторы более поздних работ (3,4} предположили, что такое уменьшение вызвано адиабатическим наг¬ревом при высоких скоростях деформирования. В двух работах | 5, 6) авторы настоящей статьи изучали влияние степени и скорости деформации, а также вида напряженного состояния на инициированное деформацией 7 -» а'-превращение в нержавеющей стали типа 18/8 при комнатной температуре. Влияние скорости дефор¬мации оказалось незначительным при малых деформациях и существенным при больших. При этом количество образующегося при большой скорости деформации мартенсита было много меньше, чем при малой. Объяснение этому феномену дано на основе наблюдавшегося для высокой скорости увеличения температуры и дан¬ного в работе [ 7] анализа кинетики вызванного деформацией фазового превра¬щения. Влияние скорости нагружения на у - а'-превращение очень важно и для изуче¬ния эффектов, возникающих при ударном деформировании нержавеющих сталей. Лесли 8} указал, что имеются существенные противоречия по вопросу о том, образуется ли мартенсит при ударном нагружении. Мурр с сотр. (9 – 12) недавно показали, что мартенсит почти не образуется при ударном нагружении (Р = 25 ГПа), если длительность импульса менее 2 мкс. В то же время увеличение длительности до 6 мкс (при той же амплитуде) приводит к образованию значительного количества мартенсита. В работе 13) высказано предположение о том, что при ударном нагружении железоникелевых сплавов мартенсит образуется под действием растяжения, возникающего на ветви разрежения ударной волны. Следовательно, пока не ясно, может ли мартенсит образоваться при высокой скорости деформирования в усло¬виях ударного сжатия. Ударное нагружение вызывает дополнительные осложнения. Напряженное состоя¬ние в основном описывается как гидростатическое сжатие, отличаясь от него только величиной прочности материала на сдвиг. В работе [ 14] было показано, что гидростатическое сжатие препятствует -превращению, так как знак нормальных напряжений, действующих на потенциальный зародыш мартенсита, противоположен направлению изменения объема при превращении. Ударное нагружение увеличивает также температуру из-за адиабатического нагрева. Пока не имеется удовлетворительных измерений изменения температуры при ударном сжатии и проведено лишь несколько успешных измерений остаточной (после ударного нагружения) темпера¬туры. Для нескольких материалов, нагруженных давлением 30 ГПа, увеличение температуры составило около 100° [15, 16]. Для нержавеющей стали в случае ударного нагружения при комнатной температуре такой нагрев резко уменьшит движущую силу превращения. Данное исследование проводили для выяснения воздействия скорости на у -+ а -превращение. Одноосное растяжение проводили при скоростях 10~3 и 10* 3 с-1, чтобы иметь большое различие в скорости деформации без осложняющего влияния ударного нагружения. Последнее осуществляли при температурах 168 и 293 К, чтобы попытаться выделить эффекты связанные только с повышением температуры. Магнитная анизотропия, вызванная ударом, характеризовалась магнитной петлей гистерезиса и стабильностью остаточной намагниченности насыщения к размагничи¬ванию. Направление удара в диске определяли по угловой зависимости коэрцитив¬ной силы. Обратное намагничивание (перемагничивание) образцов происходит единствен¬ным путем из-за почти идеальных магнитных свойств малых частиц железа, имею¬щих: а) узкий интервал распределения по размерам; б) зависящее от этого распре¬деления среднее расстояние между частицами; в) отсутствие агломератов или клас¬теров любого типа; г) одинаковую субструктуру и практически одинаковую форму. Поэтому намагниченность насыщения может быть получена приложением поля, равного Нп (остаточная коэрцитивная сила), в противоположном направлении. Это является контролем перемагничивания магнитно-гомогенных невзаимодейст¬вующих частиц. Подобные образцы имеют идеальные размеры частиц для опреде¬ления фундаментальных магнитных свойств и изучения влияния удара на получаю¬щиеся магнитные свойства мелких частиц железа. Введение Влияние ударного нагружения на магнитные свойства ферромагнитных мате¬риалов обычно обсуждается с точки зрения ударного размагничивания I 1 - 3]. Изучение ударного размагничивания идет по трем направлениям: 1) фазовый пере¬ход второго рода, вызванный давлением; 2) полиморфное фазовое превращение первого рода; 3) магнитная анизотропия, вызванная напряжениями. Однако в этих исследованиях не рассматриваются: 1) различия между исходными и конечными значениями структурно-чувствительных магнитных свойств; 2) магнитные свойства, связанные с различным видом образующейся после удара микроструктуры; 3) маг¬нитные эффекты, вызванные изменением при ударе формы дисперсных включений; 4) влияние величины давления на получающийся уровень намагниченности (вели¬чина и стабильность), приобретаемой в слабых полях; 5) магнитные эффекты, обусловленные нагревом и длительным отжигом после ударного нагружения. Дополнительная информация подобного рода нужна для того, чтобы оценить уровень природных магнитных свойств метеоритов, лунных образцов и поверх¬ности планет, которые подвергаются термофизическим воздействиям, в основном ударам. В этой статье суммируются предварительные результаты исследований вызванного ударом фазового перехода антиферромагнитных сферических включе¬ний г.ц.к. железа в о.ц.к- (ферромагнитное состояние). Сферические выделения железа образуются при различных режимах отжига сплава Си - 1,5 % (по массе) Fe (4, 7]. Эти выделения в антиферромагнитном состоянии упруго деформированы окружающей матрицей до тех пор, пока не происходит вызванное ударным нагружением превращение в ферромагнитное о.ц.к. железо [ 8, 9]. Сплав Си—Fe оказывается идеальным объектов для исследования по сле¬дующим причинам. 1. Выделяющиеся частицы, как показано, имеют сферическую, а при больших размерах кубическую форму, что позволяет контролировать форму частиц. 2. Размер выделяющихся частиц и среднее межчастичное расстояние можно контролировать независимо, изменяя условия отжига и содержание железа. Это значит, что все категории размеров (с точки зрения магнитных свойств) - СП, ОД, МД - могут быть получены, а магнитные взаимодействия учтены. 3. Можно оценить происходящие фазовые превращения первого рода, т.е. начальное г.ц.к. о.п.к. и последующие (после повторной механической обработки дисков) превращения при ударе — о.ц.к. -+ г.ц.у. -- о.ц.к. 4. Можно оценить изменение магнитных свойств субструктуры при отжиге, следующем за ударной деформацией. 5. Все эксперименты могут быть легко осуществлены в контролируемом внешнем магнитном поле. а диск образца, содержащий всю информацию о происшедших изменениях, легко можно вернуть в исходное состояние. На поверхности каждого образца были начерчены оси, позволяющие воспроизводить его ориентировку. Образцы хромоникелевых сталей имели форму прокатанных пластин, химический состав был следующим, % (по массе): 0,22 С; 0,26 Mn; 0,001 Р; 0,015 S; 0,19 Si; 3,15 Ni; i;06 Cr; 0,1 Cu; 0,01 V; 0,15-0,30 Mo; 0,03 Al. Сталь имела микроструктуру, типичную для закаленной и высоко отпущенной низкоуглеродистой стали с характерной карбидной полосчатостью. Полосы обусловлены участками химической неоднородности, которые после прокатки слитка на пластину вытягивались по всей длине образца. Эти ровные полосы, параллельные поверхности образца, использовались в качестве реперных линий. При оценке величины и скорости деформации, а также нагрева в адиабатических полосах сдвига принималось, что материал, примыкающий к полосам сдвига, обеспе¬чивает их быстрое охлаждение после прохода пробойника через пластину. Следовательно, возможность исчезновения полосчатой структуры за счет диффузии мала. После деформации форма полос химической неоднородности определяется величиной деформации. При исследовании микроструктуры после травления было обнаружено, что полосчатость отчетливо наблюдается внутри полос сдвига. В качестве примера на рис. 2 приведена структура материала, из которой следует, что реперные полосы в основном объеме материала, не прерываясь, распространяются в полосу сдвига, которая на фотографии выявляется в виде более светлой области с правого края образца. Вблизи полосы сдвига реперные полосы отклоняются от горизонтальной плоскости распространения в пластине и принимают вертикальное положение в полосе сдвига. Это обусловлено пластическим сдвигом в образце при вырубке пробойником. Если принять, что пластина, пробиваемая по методу, показанному на рис. 1, деформируется только сдвигом (растяжение отсутствует), то наклон реперной полосы в любой точке является мерой деформации в этой точке, так как реперные полосы были вначале параллельны поверхности пластины. Поэтому величину наклона реперных полос можно использовать в качестве меры сдвиговой деформации внутри полос сдвига. Независимое измерение скорости вырубки необходимо для определения скорости сдвиговой деформации внутри адиабатических полос сдвига. Эти данные получали, устанавливая электрические датчики, регистрирующие перемещение пробки, вырубаемой из пластины.