ФИЗИКА МЕТАЛЛОВ И МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ, 2012, том 113, № 4, с. 440-448
^ ПРОЧНОСТЬ
И ПЛАСТИЧНОСТЬ
УДК 669.713:539.89
ВЛИЯНИЕ СФЕРИЧЕСКИ СХОДЯЩИХСЯ УДАРНЫХ ВОЛН
НА ФАЗОВОЕ И СТРУКТУРНОЕ СОСТОЯНИЕ ИСКУССТВЕННО СОСТАРЕННОГО СПЛАВА А1-4 мас. % Си
© 2012 г. А. В. Добромыслов*, Н. И. Талуц*, А. Н. Уксусников*, Е. А. Козлов**
*Институт физики металлов УрО РАН, 620990 Екатеринбург, ул. С. Ковалевской, 18 **Российский федеральный ядерный центр — Всероссийский НИИ технической физики им. акад. Е.И. Забабахина, 456770 г. Снежинск, Челябинская обл., а/я 245 Поступила в редакцию 04.07.2011 г.; в окончательном варианте — 20.09.2011 г.
Методами оптической металлографии, сканирующей и просвечивающей электронной микроскопии, а также измерением микротвердости проведено послойное изучение структуры искусственно состаренного сплава А1—4 мас. % Си, подвергнутого нагружению сферически сходящимися ударными волнами. Установлено, что высокоскоростная пластическая деформация этого сплава при используемом способе нагружения осуществляется внутризеренным скольжением, а в средних и глубоких слоях, также образованием полос локализованной деформации по границам зерен. Внутри-зеренное скольжение происходит неоднородно путем образования полос сдвига. Проведена оценка температур в различных слоях образца.
Ключевые слова: ударные волны, высокоскоростная пластическая деформация, сплав А1—4% Си, структура.
ВВЕДЕНИЕ
Стареющие сплавы на основе алюминия являются прекрасными модельными объектами для изучения механизма высокоскоростной пластической деформации металлов с ГЦК-структурой в условиях ударного нагружения. В таких сплавах в зависимости от легирующих металлов и вида термической обработки можно получать частицы различной формы (сферической, эллипсоидальной, кубической, пластинчатой), имеющие разную степень когерентности с матрицей и разное распределение по зерну. При изучении механизма высокоскоростной пластической деформации такие выделения могут быть использованы в роли специфических реперов для установления ее механизма, а также оценки температур, при которых она протекает. В настоящее время большинство имеющихся в литературе исследований относится к промышленным сплавам разного состава [1— 5]. Наиболее интересные результаты были получены в работе [1], в которой авторы изучали деформационное поведение двух сплавов системы А1—Ы—Си после естественного старения, искусственного старения и в перестаренном состоянии, подвергнутых ударно-волновому нагружению со скоростями деформации б > 106 с-1, ~5 х х 103 с-1 и после квазистатического сжатия. Было обнаружено, что в субструктуре образцов после всех режимов нагружения, за исключением об-
разцов в перестаренном состоянии, образуются локализованные полосы скольжения и микрополосы.
Целью данной работы было изучение эволюции деформационной структуры сплава А1-4 мас. % Си, закаленного в воде комнатной температуры после выдержки при 540°С — 1 ч и затем искусственно состаренного при 200°С в течение 1 ч, после на-гружения сферически сходящимися ударными волнами.
ТЕХНИКА ЭКСПЕРИМЕНТА
Для исследования был приготовлен шар из высокочистого алюминия диаметром 55.95 мм, в который в трех взаимно ортогональных направлениях было вмонтировано шесть цилиндрических вставок диаметром 10 мм и длиной 20 мм из различных стареющих алюминиевых сплавов (рис. 1а). Шар был заварен в алюминиевую оболочку толщиной 4 мм и подвергнут нагружению сферически сходящимися ударными волнами. Внешний радиус слоя взрывчатого вещества составлял 40 мм. Давления, температуры и плотности энергии, достаточные для плавления сплавов как на изэнтропе, так и на ударной адиабате, достигались в слоях, расположенных на глубоких радиусах. Сохраненный после ударного нагружения шар первоначально был разрезан на две части по сечению,
Рис. 1. Схема расположения (а) 6 цилиндрических вставок из различных алюминиевых сплавов (1—6) в алюминиевом шаре, 7 — алюминиевая оболочка;
б — фотография продольного сечения вставки 5 после нагружения сферически сходящимися ударными волнами: 1 — зона 1, 2 — зона 2, 3 — зона 3, 4 — часть алюминиевого шара, 5— часть алюминиевой оболочки, 6 — поверхность нагружения.
проходящему через осевые линии четырех вставок. От половины шара была отрезана пластина толщиной 5 мм, которая затем была разрезана на 4 сегмента, каждый из которых содержал вставки из разных сплавов. В данной статье представлены результаты изучения структуры вставки из искусственно состаренного сплава А1—4% Си. Для проведения послойного анализа вставка была разрезана на шлифы и фольги перпендикулярно к осевой линии (перпендикулярно радиальному направлению шара), находящиеся на различных расстояниях от поверхности нагружения.
Для изучения структуры использовали микроскоп NEOPHOT-32 и сканирующий электронный микроскоп QUANTA-200. Исследование микроструктуры проводили на электронном микроскопе JEM-200CX при ускоряющем напряжении 160 кв, измерение микротвердости — на микротвердомере ПМТ-3 при нагрузке 0.49 н.
РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЯ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
В сплаве А1—4% Си распад пересыщенного а-твердого раствора протекает по схеме: зоны Ги-нье-Престона I ^ 9"-фаза ^ 9'-фаза ^ 9-фаза. В этой последовательности зоны Гинье-Престона I и 9''-фаза — пластинчатые образования, полностью когерентные с матрицей. Промежуточная 9'-фаза не отличается по химическому составу от стабильной 9-фазы (СиА12), но имеет отличную от нее кристаллическую решетку. Она выделяется в форме пластинок по плоскостям {100} и частично когерентна с матрицей (когерентная связь сохраняется по плоскостям {100}) [6]. Взятый для исследования сплав в исходном состоянии имел
структуру равноосных зерен а-фазы со средним размером зерна ~200 мкм, внутри которых присутствовали частицы только 9'-фазы, однородно распределенные по объему сплава (рис. 2).
В результате ударного нагружения в центре шара появилась небольшая полость. Три сферические зоны, имеющие разный контраст, концентрически окружают полость (см. рис. 1б). Зона 1 — область высокоскоростной деформации в твердом состоянии, зона 2 — область плавления на изэнтропе, зона 3 — область плавления на ударной адиабате и испарения расплавленного материала при разгрузке в центральную полость. Толщина зон 1, 2 и 3 вдоль оси исследуемой вставки соответственно составляет ~15.8 мм, 6.5 мм и 4.5 мм. Средний диаметр вставки после нагружения увеличился до 10.5 мм. Между вставками и алюминиевой сферой образуется прочная связь. Поверхность контакта имеет волнообразную форму, амплитуда и длина волны на которой непрерывно увеличивается с увеличением глубины залегания слоя в образце, т.е. с ростом давления (рис. 3). При этом движение материала на границе контакта в сплаве происходит к поверхности, а в чистом алюминии — к центру шара. Хорошо известно, что образование таких границ происходит при сварке взрывом пластин из разных материалов [7].
После ударного нагружения средний размер зерна вблизи поверхности остается практически без изменения. Характерной особенностью деформационной структуры сплава является сильная локализация деформации, приводящая к появлению в зернах большого количества полос сдвига (полос скольжения) (рис. 4). В каждом зерне в процессе деформации формируются полосы сдвига, принадлежащие в большинстве случаев к одной или двум системам скольжения. В зависи-
Рис. 2. Структура сплава А1—4% Си в исходном состоянии:
а — оптическая микрофотография; б — темнопольное изображение в рефлексе 9'-фазы.
Рис. 3. Граница контакта между вставкой из сплава Al—4% Cu и алюминиевым шаром (поверхность нагружения справа).
мости от ориентировки зерен по отношению к направлению распространения ударной волны характер распределения полос оказывается различным. Наиболее высокая плотность полос сдвига обнаруживается в том случае, когда они располагаются под углами в интервале от 45° до 90° относительно направления распространения ударной волны. В этом случае полосы сдвига часто равномерно заполняют весь объем зерна. Одиночные полосы сдвига встречаются в том случае, когда их направление приближается к направлению распространения ударной волны. Полосы сдвига, направление которых совпадает с направлением распространения ударной волны, в структуре отсутствуют. Следует отметить, что в сплаве А1-2.4 мас. % Mg—5.5 мас. % Zn, подвергшегося аналогичному ударно-волновому нагружению, такой характер внутризеренной локализации деформации не наблюдался [4].
Образование полос сдвига начинается от границ зерна по кристаллографическим плоскостям типа {111}. Однако в процессе своего распространения направление полос может меняться. Полосы искривляются и иногда отклоняются от плоскости {111} на значительный угол (рис. 4а, 4в). Искривление полос в рассматриваемом масштабе является следствием того, что в процессе распространения полосы сдвига последующая активизация деформации происходит последовательно в ряде соседних плоскостей. Ширина полос сдвига также может меняться в процессе их распространения. Довольно часто отдельные полосы сдвига могут сливаться в более мощные магистральные полосы сдвига (рис. 4в). Некоторые полосы сдвига в процессе распространения могут переходить из одного зерна в другое (рис. 4б, 4г).
При увеличении глубины залегания слоя в образце количество полос сдвига возрастает, что
Рис. 4. Структура сплава А1-4% Си на различных расстояниях от поверхности образца (направление распространения ударной волны — сверху вниз): а — 1 мм; б — 1.5 мм; в — 3 мм; г — 6 мм.
свидетельствует о большей степени деформации. Одновременно с этим на расстоянии 9 мм от поверхности образца (г = 19.2 мм) обнаруживается заметное искривление полос сдвига (рис. 5а), связанное с неравномерным движением материала на стадии распространения расходящейся ударной волны, сформировавшейся после фокусировки сферически сходящейся ударной волны в центре шара. В более глубоких слоях образца происходит интенсивная локализация пластической деформации по границам зерен (рис. 5б). Полосы локализованной деформации образуются при движении материала за фронтом расходящейся ударной волны и распространяются в сто
Для дальнейшего прочтения статьи необходимо приобрести полный текст. Статьи высылаются в формате PDF на указанную при оплате почту. Время доставки составляет менее 10 минут. Стоимость одной статьи — 150 рублей.