Кинетика развития фронтов пластического течения на границе раздела металлов | Изв. вузов. Физика. 2020. № 5. DOI: 10.17223/00213411/63/5/19

Кинетика развития фронтов пластического течения на границе раздела металлов

Рассмотрены закономерности неоднородного развития пластической деформации на фронте полосы Людерса в биметалле «углеродистая сталь - аустенитная сталь». Установлено, что в основном слое низкоуглеродистой стали биметалла распределения локальных деформаций на площадке текучести представляли собой две зоны, аналогичные полосам Чернова - Людерса. В плакирующем слое аустенитной стали в биметалле распределения локальных деформаций на площадке текучести представляли собой два фронта, аналогичные полосам Портевена - Ле Шателье. Предложен механизм зарождения полос локализованной деформации в рамках модели расклинивания твердого тела.

Kinetics of localized plastic flow fronts on the interface of metals.pdf Введение Макроскопические неоднородность и неустойчивость пластического течения проявляются на масштабах порядка размера образца как взаимосогласованные изменения зависимости напряжения от деформации σ(ε) и картин локализованной деформации [1]. Как было показано в [2-4], локализация пластической деформации при растяжении металлических сплавов реализуется в виде полос Чернова - Людерса (ПЧЛ) на площадке текучести, или в эффектах Портевена - Ле Шателье (ПЛШ) на стадиях прерывистой текучести [5]. Основные результаты наблюдений кинетики развития фронтов ПЧЛ и ПЛШ указывают как на сходство, так и на различие этих явлений [4]. Говоря о сходстве, следует прежде всего отметить, что фронты ПЧЛ и полосы при эффекте ПЛШ представляют собой макроскопические проявления локализации пластической деформации в виде узких движущихся зон, в которых сосредоточено пластическое течение. Сходна кинетика возникновения полос: в обоих случаях зародыши локализованной пластичности возникают на боковой поверхности рабочей части образцов, после чего прорастают через все сечение. Существенные различия обсуждаемых процессов прослеживаются на стадии развитой локализованной деформации, связанной с ПЧЛ и эффектом ПЛШ [4]. Дальнейшим развитием этих исследований является изучение совместного поведения фронтов ПЧЛ и ПЛШ при растяжении биметалла «углеродистая сталь - аустенитная сталь». Известные модели физики прочности и механики разрушения, использующиеся для описания деформации и разрушения монолитного материала и отдельных составляющих слоистых материалов [6], не позволяют оценивать локализацию пластической деформации и разрушения в зоне соединения слоев. Цель настоящей работы - анализ макроскопической локализации пластической деформации при одноосном растяжении биметалла «углеродистая сталь - аустенитная сталь» [7]. 1. Локализация пластической деформации биметалла на площадке текучести В качестве материала для исследований использовался плакированный металл «углеродистая сталь (ОЦК) - аустенитная сталь (ГЦК)» в состоянии поставки [7]. Основным слоем толщиной ~ 6.7 мм является низкоуглеродистая сталь Ст. 3сп. Толщина верхнего и нижнего плакирующих слоев аустенитной стали 12Х18Н9Т составила ~ 0.75 мм. Лист был произведен горячей прокаткой из трехслойной заготовки, полученной путем заливки жидкого металла (сталь Ст. 3сп) между двумя установленными в изложницу плакирующими листами из стали 12Х18Н9Т. Температура прокатки 1200-1400 °C. Такой лист можно рассматривать как модельный материал для исследования зарождения и распространения деформации на интерфейсе ОЦК- и ГЦК-металлов. Предварительно подготовленные образцы в форме двойной лопатки с размерами рабочей части 42×8×2 мм растягивались при 300 К со скоростью 6.67•10-5 с-1 на испытательной машине LFM-125. Деформационные кривые биметаллических образцов включают области упругих, пластических деформаций и разрушения. Кривая течения биметалла в области пластических деформаций расположена между кривыми для его составляющих компонент [7, 8]. На кривых течения биметалла, как и в стали Ст. 3сп, выявляются зуб и площадка текучести. Однако в биметалле зуб и площадка текучести появляются раньше, чем в образцах стали Ст. 3сп. Механические свойства слоистого материала отличаются от механических свойств составляющих металлов. Значение предела текучести биметалла близко к значению, характерному для стали Ст. 3сп, а предел прочности больше, чем в низкоуглеродистой стали, но в 2 раза меньше, чем в аустенитной стали 12Х18Н9Т. Предел текучести биметалла можно рассчитать по «правилу смеси» для композитов [9] , (1) где , - пределы текучести 1-го и 2-го компонента биметалла; - доля 1-го компонента в сечении. В данном случае доля 1-го компонента (аустенитной стали) в составе биметалла составила 0.19 и рассчитывалась как отношение площади поперечного сечения компонента к общей площади поперечного сечения образца биметалла. Доля 2-го компонента (сталь Ст. 3сп) в составе биметалла составила 0.81. Пределы текучести 1-го и 2-го компонента равны соответственно 247 и 262 МПа. Рассчитанное по (1) значение предела текучести биметалла - 260 МПа, причем отклонение от экспериментального значения составило ~ 4 %. Анализ распределения микротвердости вблизи соединения слоев стали 12Х18Н9Т и стали Ст. 3сп в недеформированном состоянии и после деформации растяжением по окончанию площадки текучести показал, что в обоих состояниях микротвердость на границе соединения металлов оказалась значительно выше микротвердости основного и плакирующего слоев за пределами области соединения [8]. Такой характер изменения микротвердости в переходной зоне биметалла обусловлен химической и структурной неоднородностью в зоне соединения слоев [8]. Микроструктура и элементный состав биметалла в зоне соединения подробно рассмотрены в [8]. После окончания площадки текучести в плакирующем слое биметалла наблюдались микротрещины длиной l ≈ (5±1) мкм и мартенситная α'-фаза, образованная в результате γ-α'-фазового превращения [10]. Количество образовавшегося α'-мартенсита деформации в плакирующем слое стали 12Х18Н9Т в результате растяжения биметалла 12Х18Н9Т + Ст. 3сп определяли с помощью рентгеноструктурного анализа. Для получения рентгенограмм использовали монохроматизированное CuKα-излучение на установке ДРОН-3. Анализ рентгенограмм поверхностного слоя стали 12X18H9T биметалла показал, что в исходном состоянии содержится только аустенит (γ-фаза) c параметром решетки а = 3.5999 Å. В деформированных растяжением образцах биметалла в поверхностных слоях стали 12X18H9T реализуется наведенное деформацией γ-α'-фазовое превращение [10] и выявлена двухфазная структура с различным соотношением α'- и γ-фаз. При общей деформации εtot = 15 % содержание α'-фазы в виде мартенсита (а = 2.8873 Å) составило ≈ (52±4) %, остальное - аустенит (γ-фаза) c параметром решетки а = 3.5999 Å. Аустенитная сталь 12X18H9T обладает деформационно-нестабильной структурой, в которой при силовом воздействии могут протекать фазовые превращения с образованием частиц α'-фазы [6, 10]. Особенности ПЛШ при варьировании температуры испытаний и скорости деформации при растяжении метастабильной аустенитной стали детально рассмотрены в работе [10]. Установлено, что деформация отдельных компонент биметалла отличается от пластической деформации для трехслойного материала 12Х18Н9Т + Ст. 3сп + 12Х18Н9Т. При растяжении биметалла, состоящего из слоев с разными механическими свойствами, вероятно, возникают дополнительные внутренние напряжения. Поэтому в отличие от стали 12X18H9T, в которой наведенное деформацией γ-α'-фазовое превращение происходит при больших деформациях [10], в биметалле мартенситное превращение в тонком плакирующем слое стали 12X18H9T начинается сразу после окончания площадки текучести. Такие изменения в структуре должны отразиться на распределениях локальных деформаций в процессе растяжения. Процессы зарождения и распространения ПЧЛ в биметалле на площадке текучести рассмотрим далее в режиме реального времени с помощью метода корреляции цифровых спекл-изобра¬жений [4, 7]. На площадке текучести при общей деформации εtot = 0.006 наблюдалось возникновение уединенного очага локальных удлинений εxx в основном слое стали Ст. 3сп, в то время как в плакирующем слое аустенитной стали 12Х18Н9Т очагов локализации εxx не выявлено (рис. 1, а). Это указывает на то, что на начальном этапе пластического течения макроскопическая локализация пластической деформации в виде ПЧЛ зарождается только в основном слое биметалла, который пластически деформируется раньше, чем плакирующий слой. При общей деформации εtot = = 0.007 одиночный максимум локальных удлинений εxx, соответствующий фронту локализации пластической деформации, появляется и в тонком плакирующем слое стали 12Х18Н9Т, когда зародыш ПЧЛ основного слоя прорастает по ширине образца и достигает границы соединения биметалла. В этот момент фронты ПЧЛ плакирующего и основного слоев биметалла как единое целое начинают двигаться в направлении подвижного захвата испытательной машины (рис. 1, б-г). Рис. 1. Зарождение и распространение ПЧЛ в основном и плакирующем слоях биметалла 12Х18Н9T + Ст. 3сп + 12Х18Н9T при общей деформации: а - εtot = 0.006; б - εtot = 0.0074; в - εtot = = 0.0081; г - εtot = 0.009. Пунктирная линия соответствует зоне соединения биметалла Таким образом, анализ картин распределений локальных деформаций показал, что на ранних стадиях процесса пластического течения трехслойного биметалла 12Х18Н9T + Ст. 3сп + 12Х18Н9T одиночный фронт ПЧЛ первоначально возникает на границе соединения в основном слое низкоуглеродистой стали Ст. 3сп, а затем инициирует зарождение фронта ПЧЛ в плакирующем слое стали 12Х18Н9T. На протяжении всей площадки текучести одиночный фронт локализации распространяется как в основном, так и в плакирующем слое, для материала которого не характерно наличие ПЧЛ на начальных стадиях пластической деформации (рис. 2). Для монолитного образца стали 12Х18Н9T одиночные фронты локализации пластической деформации, являющиеся аналогами полос Портевена - Ле Шателье, фиксировались при бόльших деформациях на стадии прерывистой текучести и были обусловлены взаимодействием атомов внедрения углерода с подвижными дислокациями в мартенситной α'-фазe, образованной в результате инициированного пластической деформацией γ-α'-фазового превращения [10]. Возникнове¬ние ПЧЛ в плакирующем слое может быть также связано с образованием α'-мартенсита, обнаруженного в поверхностном слое биметалла по окончанию площадки текучести. Установлено, что численные значения локальных удлинений εxx, соответствующие ПЧЛ в основном (сталь Ст. 3сп) и плакирующем (сталь 12Х18Н9Т) слоях на площадке текучести образца из биметалла, существенно отличаются по величине локальных деформаций. Их сравнение проводили с использованием статистического метода двойного t-критерия. Оказалось, что отличие значений локальных удлинений εxx основного и плакирующего металла значимо, поскольку двойной t-критерий t= 7.5 > 2.11, то есть t > t,f, где табличное значение коэффициента Стьюдента (для уровня доверительной вероятности ). Можно утверждать, что на площадке текучести в основном слое стали Ст. 3сп и в плакирующем слое стали 12Х18Н9Т распространяются не одна сплошная ПЧЛ, а две различные отдельные полосы локализации пластической деформации в каждом материале, аналогичные ПЧЛ и ПЛШ. Одним из важнейших параметров локализации пластического течения является скорость распространения фронтов локализованной деформации. На площадке текучести биметалла зарождающиеся в основном слое низкоуглеродистой стали Ст. 3сп два фронта ПЧЛ движутся в противоположные стороны с различными скоростями V1 = -1.5•10-4 м/с и V2 = 1.2•10-4 м/с (рис. 2, а). В процессе растяжения образца биметалла, состоящего из металлов с разными механическими свойствами (низкоуглеродистая сталь Ст. 3сп и аустенитная нержавеющая сталь 12Х18Н9Т), пластическое течение на начальной стадии происходит в основном слое мягкого металла, в то время как более прочный плакирующий слой стали деформируется еще упруго. Затем на площадке текучести деформируются пластически основной и плакирующий слои биметалла. В верхнем плакирующем слое стали 12Х18Н9Т в противоположных направлениях распространяются два фронта ПЛШ со скоростями V1 = -0.7•10-4 м/с и V2 = 2.3•10-4 м/с, в нижнем плакирующем слое 12Х18Н9Т также наблюдается движение двух фронтов в противоположных направлениях со скоростями V1 = -0.7•10-4 м/с и V2 = 2.2•10-4 м/с (рис. 2, б). Рис. 2. Распространение ПЧЛ в биметалле 12Х18Н9T + Ст. 3сп + 12Х18Н9T на площадке текучести: а - основной слой Ст. 3сп; б - верхний плакирующий слой 12Х18Н9T; в - нижний плакирующий слой 12Х18Н9T Сравнивая данные скоростей распространения фронтов локализованной деформации в основном и плакирующем слоях биметалла с соответствующими значениями для монолитных образцов низкоуглеродистой стали Ст. 3сп и аустенитной стали 12Х18Н9Т, можно сказать, что на площадке текучести в основном слое низкоуглеродистой стали биметалла Vср = 1.35•10-4 м/с, а в монолитном образце низкоуглеродистой стали Vср = 0.85•10-4 м/с. На площадке текучести в плакирующем слое аустенитной стали Vср = 1.4•10-4 м/с, а на стадии линейного деформационного упрочнения в монолитном образце аустенитной стали Vср = 0.15•10-4 м/с. Таким образом, можно утверждать, что при растяжении образцов биметалла 12Х18Н9T + Ст. 3сп + 12Х18Н9T плакирующий слой толщиной 750 мкм не подавляет образования полос Чернова - Людерса и приводит к увеличению скорости распространения фронтов ПЧЛ в основном слое низкоуглеродистой стали и в плакирующем слое аустенитной стали по сравнению с данными отдельных компонентов сталей Ст. 3сп и 12Х18Н9Т. 2. Обсуждение результатов Как следует из рис. 1, в биметалле 12Х18Н9T + Ст. 3сп + 12Х18Н9T одиночный фронт ПЧЛ сначала возникает на границе соединения в основом слое стали Ст. 3сп, затем прорастает по ширине образца и достигает противоположной границы соединения биметалла, что характерно для низкоуглеродистых сталей на площадке текучести. В аустенитных сталях образование одиночных фронтов локализации деформации на ранних стадиях пластического течения ранее не наблюдалось. Для понимания механизма формирования ПЛШ в плакирующем слое из стали 12Х18Н9T в биметалле можно воспользоваться моделью расклинивания, предложенной Баренблаттом [11]. Под расклиниванием понимается образование трещин в твердом теле при забивании в него жесткого клина. При расслоении действующие между противоположными сторонами разрываемого материала силы сцепления преодолеваются постепенно, и берега трещины смыкаются, образуя плавный профиль, подобный картине при отрывании друг от друга двух кусков склеенного материала [11]. Наличие плавности смыкания берегов трещины и конечности напряжений является условием, с помощью которого можно определить размер равновесной трещины при расклинивании твердого тела [11]: . (2) Здесь E - модуль Юнга; ширина клина; коэффициент Пуассона; модуль сцепления, характеризующий силовое взаимодействие краев трещины (константа материала). С одной стороны, силы сцепления эффективны только в малой окрестности конца трещины. С другой стороны, в той области, где они фактически действуют, поверхностная плотность сил на несколько порядков больше напряжений, создаваемых в этом месте внешними нагрузками без трещины [11]. Рис. 3. Полоса Чернова - Людерса как элемент клина в модели расклинивания биметалла Применяя модель расклинивания к зарождению ПЛШ в плакирующем слое на площадке текучести, будем рассматривать в качестве клина ПЧЛ в основном слое стали Ст. 3сп (рис. 3). Тогда подставляя в выражение (2) E МПа, м - ширина фронта ПЧЛ в основном слое, коэффициент Пуассона, МПа - модуль сцепления для углеродистой стали [11], получим длину образовавшейся за клином трещины в плакирующем слое мкм. Как было указано выше, в плакирующем слое аустенитной стали биметалла микроскопическими методами выявлена микротрещина длиной l ≈ ≈ (5±1) мкм. Поэтому можно утверждать, что расклинивающая сила, созданная фронтом ПЧЛ в основном слое, образует микротрещину длиной несколько микрометров, которая вызывает концентрацию упругих напряжений в плакирующем слое. Концентрацию напряжений на фронте ПЧЛ в основном слое стали Ст. 3сп вблизи зоны соединения металлов можно оценить, используя соотношение , (3) где E МПа - модуль Юнга; εxx = 0.014 - среднее значение компоненты локальных удлинений. Тогда величина локальных напряжений на фронте ПЧЛ σxx = 2800 МПа. Концентрация локальных напряжений в вершине трещины в плакирующем слое биметалла на фронте ПЧЛ в основном слое стали Ст. 3сп возрастает за счет вклада локальных напряжений, обусловленных повышенным значением микротвердости в зоне соединения слоев биметалла. Их грубо можно оценить, используя выражение [12] , (4) где МПа - максимальное значение микротвердости в зоне соединения со стороны слоя аустенитной стали 12Х18Н9Т на площадке текучести; коэффициент Пуассона. Величина локальных напряжений, обусловленная химической и структурной неоднородностью в промежуточном слое на границе слоев биметалла, согласно (4), составила σ* = 1750 МПа. Таким образом, в настоящей работе впервые показано, что на площадке текучести биметалла зародившаяся в основном слое стали Ст. 3сп ПЧЛ может играть роль «клина» в модели расклинивания Баренблатта, инициируя зарождение трещины в плакирующем слое. Благодаря высокому уровню локальных напряжений на границе раздела она способствует образованию мартенситной α'-фазы при деформации на площадке текучести. Тем самым запускается механизм зарождения фронтов ПЛШ в плакирующем слое стали 12Х18Н9T, которые при растяжении образцов монолитной стали были зафиксированы при бóльших деформациях на стадии прерывистой текучести при уровне напряжений кривой пластического течения МПа. Согласно силовому критерию механики разрушения [13], локальные напряжения σс в месте зарождения микротрещины можно оценить как , (5) где критический коэффициент интенсивности напряжений. Тогда при длине трещины l ≈ ≈ 5 мкм в плакирующем слое аустенитной стали вблизи зоны соединения биметалла, согласно данным микроскопических исследований и справочной величине МПа для стали 12Х18Н9Т [13], критическое значение локальных напряжений σс = 4460 МПа и соответствует по величине суммарному уровню локальных напряжений на границе раздела = = 4550 МПа, рассчитанных по формулам (4) и (5). Другими словами, выполняется условие начала распространения трещины в плакирующем слое аустенитной стали по достижении напряжениями критического значения, согласно силовому критерию разрушения [13]. Однако по окончанию площадки текучести разрушение биметалла не происходит, поскольку в биметалле, как и в слоистых композиционных материалах [9], границы раздела блокируют развитие трещин. Тем не менее накопление повреждений в плакирующем слое происходит интенсивнее по сравнению с основной сталью Ст. 3сп. Так как для последней величина МПа [13], то при длине микротрещины l ≈ 5 мкм в зоне соединения в соответствии с выражением (5) критическое значение локальных напряжений σс = 8750 МПа, то есть меньше, чем для аустенитной стали. По этой причине зародившаяся на границе соединения трещина в биметалле начинает прорастать в плакирующий слой. Заключение Показано, что применение метода корреляции цифровых спекл-изображений позволило детально исследовать процесс макроскопической локализации пластической деформации в режиме реального времени при одноосном растяжении и выявить отличия распределения локальной деформации в разных слоях биметалла 12Х18Н9T + Ст. 3сп + 12Х18Н9T. Установлено, что при напряжениях, равных пределу текучести на площадке текучести биметалла 12Х18Н9T + Ст. 3сп + 12Х18Н9T, зародившаяся изначально на границе соединения ПЧЛ в основном слое стали Ст. 3сп инициирует зарождение трещины в плакирующем слое стали 12Х18Н9T и благодаря высокому уровню локальных напряжений на границе раздела способствует образованию мартенситной α'-фазы на площадке текучести, а также зарождению фронта ПЛШ в плакирующем слое аустенитной стали 12Х18Н9T, которые при растяжении монолитных образцов 12Х18Н9T зафиксированы на стадии прерывистой текучести при бόльших напряжениях. Показано, что при растяжении образцов биметалла 12Х18Н9T + Ст. 3сп + 12Х18Н9T плакирующий слой стали 12Х18Н9T толщиной 750 мкм не подавляет образования полос Чернова - Людерса и приводит к увеличению скорости распространения фронтов ПЧЛ в основном слое низкоуглеродистой стали и в плакирующем слое по сравнению с данными отдельных компонентов сталей Ст. 3сп и 12Х18Н9Т.

Ключевые слова

пластичность, деформация, локализация, биметалл, полоса Людерса, plasticity, deformation, localization, bimetal, Lüders bands

Авторы

ФИООрганизацияДополнительноE-mail
Баранникова Светлана АлександровнаИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНд.ф.-м.н., доцент, ведущ. науч. сотр. ИФПМ СО РАНbsa@ispms.tsc.ru
Ли Юлия ВладимировнаИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНмл. науч. сотр. ИФПМ СО РАНjul2207@mail.ru
Всего: 2

Ссылки

Barannikova S.A., Ponomareva A.V., Zuev L.B., et al. // Sol. Stat. Commun. - 2012. - V. 152. - No. 9. - P. 784-787.
Lebyodkin M.A., Zhemchuzhnikova D.A., Lebedkina T.A., et al. // Res. Phys. - 2019. - V. 12. - P. 867-869.
Shibkov A.F., Gasanov M.F., Zheltov M.A., et al. // Int. J. Plasticity. - 2016. - V. 86. - No. 1. - P. 37-55.
Зуев Л.Б. // ПМТФ. - 2017. - Т. 58. - № 2. - С. 164-171.
Pelleg J. Mechanical Properties of Materials. - Dordrecht: Springer, 2013. - 634 p.
Горкунов Э.С., Задворкин С.М., Путилова Е.А. // Дефектоскопия. - 2012. - № 8. - С. 64-75.
Баранникова С.А., Бочкарева А.В., Ли Ю.В. и др. // Изв. вузов. Физика. - 2016. - Т. 59. - № 7/2. - С. 8-12.
Шляхова Г.В., Баранникова С.А., Бочкарева А.В. и др. // Изв. вузов. Черная металлургия. - 2018. - Т. 61. - № 4. - С. 300-305.
Фудзии Т., Дзако М. Механика разрушения композиционных материалов. - М.: Мир, 1982. - 232 с.
Müller A., Segel C., Linderov M., et al. // Met. Mat. Trans. A: Phys. Met. Mat. Sci. - 2016. - V. 4. - No. 1. - P. 59-74.
Баренблатт Г.И. // ПМТФ. - 1961. - № 4. - С. 3-56.
Мильман Ю.В., Чугунова С.И., Гончарова И.В. // Изв. РАН. Сер. физич. - 2009. - T. 73. - № 9. - С. 1282-1289.
Махутов Н.А. Конструкционная прочность, ресурс и техногенная безопасность. - Новосибирск: Наука, 2005. - Т. 1. - 493 с.
 Кинетика развития фронтов пластического течения на границе раздела металлов | Изв. вузов. Физика. 2020. № 5. DOI: 10.17223/00213411/63/5/19

Кинетика развития фронтов пластического течения на границе раздела металлов | Изв. вузов. Физика. 2020. № 5. DOI: 10.17223/00213411/63/5/19