Экспериментальное исследование влияния внутренней структуры металлов на сопротивление высокоскоростному деформированию и разрушению тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.17 ВАК РФ

На правах рукописи

ГАРКУШИН Геннадий Валерьевич

□03458Э78

ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНОЕ ИССЛЕДОВАНИЕ ВЛИЯНИЯ ВНУТРЕННЕЙ СТРУКТУРЫ МЕТАЛЛОВ НА СОПРОТИВЛЕНИЕ ВЫСОКОСКОРОСТНОМУ ДЕФОРМИРОВАНИЮ И РАЗРУШЕНИЮ

01.04.17 - Химическая физика, в том числе физика горения и взрыва

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

1 /} ЙИЗ 2X3

Черноголовка - 2008

003458978

Работа выполнена в Институте проблем химической физики Российской академии наук.

Научный руководитель: доктор физико-математических наук,

Разоренов Сергей Владимирович

Официальные оппоненты: доктор физико-математических наук,

Защита состоится « 22 » января 2009 г. в 10 ч. 00 мин, на заседании диссертационного совета Д 002.082.01 при Институте проблем химической физики РАН по адресу: 142432, г. Черноголовка Московской области, пр. академика H.H. Семенова, д.1, Институт проблем химической физики РАН, корпус 1/2.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ИПХФ РАН. Автореферат разослан « % » 2008 г.

профессор Мещеряков Юрий Иванович

Институт проблем машиноведения РАН г.Санкт-Петербург

кандидат физико-математических наук, доцент Юмашев Михаил Владиславович

Московский государственный университет им. М.В.Ломоносова, г.Москва

Ведущая организация:

Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, г.Томск

Ученый секретарь диссертационного совета, кандидат физико-математических наук

Безручко Г.С.

© Гаркушин Г.В., 2008

© Институт проблем химической физики РАН, 2008

Общая характеристика работы

Актуальность. В последние годы интенсивно разрабатываются и исследуются поликристаллические материалы с субмикронным размером зерна (диаметр зерна менее 1мкм) [1,2]. Интерес исследователей и практиков к этим материалам обусловлен их уникальными физико-механическими свойствами, существенно отличающимися от соответствующих свойств крупнозеренных поликристаллов. В частности, подобные поликристаллы с ультрамелким зерном обладают более высокими упруго-пластическими и прочностными характеристиками, в ряде случаев проявляют низкотемпературную и/или высокотемпературную сверхпластичность [1]. Перспективными методами создания объемных субмикрокристаллических материалов являются методы интенсивной пластической деформации (ИПД): равно-канальное угловое прессование (РКУП), кручение под высоким давлением, всестороннее прессование, а также методы, сочетающие ИПД с различными режимами термообработки и методами предварительного ударно-волнового деформирования [3]. Сформированная такими методами субмикрокристаллическая структура металлов, помимо малого размера зерна, характеризуется наличием большого количества микродефектов (дислокаций, дисклинаций, двойников, микропор, границ зерен). Такая дефектная структура в сочетании с малым размером зерна может внести коррективы в развитие высокоскоростной деформации субмикрокристаллических материалов по сравнению с крупнозернистыми поликристаллами. Перспектива использования субмикрокристаллических материалов с такой внутренней структурой в качестве конструкционных материалов определяет важность изучения закономерностей их деформационного поведения в условиях ударного нагру-жения.

Относительные вклады внутренней структуры в сопротивление деформированию могут быть выявлены экспериментально путем варьирования структуры материала и скорости деформирования. Механизмы и определяющие факторы разрушения поликристаллов с размером зерна менее 1 мкм при статическом растяжении (сжатии) достаточно хорошо изучены [1,2], тогда как процессы квазистатического и, особенно, динамического сжатия и разрушения в таких материалах практически не исследованы. Ударно-волновые эксперименты дают уникальную информацию для установления фундаментальных физических механизмов высокоскоростной пластической деформации, которая развивается в строго контролируемых условиях нагружения [4]. Данные, полученные в

динамических экспериментах, позволяют выявить основные механизмы и кинетические закономерности зарождения, роста и взаимодействия различного рода дефектов, зародышей новой фазы и других явлений, связанных со структурой материала. Поэтому исследование влияния внутренней структуры, полученной в результате термической обработки, интенсивной пластической деформации, предварительного ударно-волнового деформирования на высокоскоростное деформирование и разрушение металлов и сплавов при динамическом нагружении является актуальным.

Целью работы является изучение влияния внутренней структуры, сформированной в процессе термической обработки, интенсивной пластической деформации, квазиизэнтропического и ударного сжатия на упруго-пластические и прочностные характеристики субмикрокристаллических металлов и сплавов при высокоскоростной деформации и разрушении.

Объекты исследования. В данной работе исследовались образцы высокочистой технической меди М1, алюминиевые конструкционные сплавы АА6063Т6 и Д16Т, бинарные сплавы никелида титана T¡5i.iN¡48.9 и T¡49.4Ní5o6 в состоянии поставки и в состояниях, полученных после отжига, закалки, равно-канального углового и всестороннего прессования, предварительного квазиизэнтропического и ударного сжатия.

Метод исследований основан на возбуждении в образцах одномерных импульсов сжатия различной длительности, непрерывной регистрации в процессе нагружения профилей скорости движения свободной поверхности образцов и их последующего анализа. Импульсы ударного сжатия генерировались с помощью специальных взрывных устройств, а волновые профили регистрировались лазерным Допплеровским измерителем VISAR. Эксперименты с алюминиевым сплавом Д16Т, а также сплавами Ti5i.iN¡48э и T¡49.4N¡5o.6 проведены при различных начальных температурах.

Научная новизна. Выявлено влияние внутренней структуры, сформировавшейся в результате термической обработки, интенсивной пластической деформации, предварительного квазиизэнтропического и ударного сжатия исходных металлов на их упруго-пластические и прочностные характеристики. Исследовано влияние структурных факторов на прочностные характеристики сплава Д16Т в широком диапазоне температур. Получены новые количественные данные по динамическим пределам упругости, текучести и от-кольной прочности меди М1, конструкционных алюминиевых сплавов Д16Т и АА6063Т6. Впервые проведены детальные измерения структуры интенсивных волн сжатия и разрежения в материале с

мартенситными превращениями - сплаве никелида титана с разной элементной концентрацией в широком диапазоне температур.

Практическая значимость. Экспериментальная информация об упруго-пластических и прочностных свойствах металлов в широком диапазоне параметров нагрузки и состояния внутренней структуры является основой для понимания механизмов деформации и разрушения при субмикросекундных длительностях нагрузки, для развития физики твёрдого тела, физики прочности и пластичности, механики разрушения в области высоких скоростей деформирования. Такие данные необходимы для построения адекватных моделей динамического деформирования и разрушения материалов и входят в базу данных о поведении веществ при экстремальных условиях. Полученные результаты могут быть использованы для решения прикладных задач в Институте проблем химической физики РАН (Черноголовка), Институте проблем машиностроения РАН (Санкт-Петербург), Московском государственном университете им. М.В. Ломоносова (Москва), Институте физики прочности и материаловедения СО РАН (Томск), Институте структурной макрокинетики и проблем материаловедения РАН (Черноголовка), Институте химической физики им. H.H. Семенова РАН (Москва), Институте гидродинамики им. М.А. Лаврентьева СО РАН (Новосибирск), Российском федеральном ядерном центре - Всероссийского научно-исследовательского института экспериментальной физики (Саров), Российском федеральном ядерном центре - Всероссийского научно-исследовательского института технической физики (Снежинск) и ДР-

Основные положения, выносимые на защиту:

1. Результаты исследований влияния сформировавшейся внутренней структуры образцов после термических и механических (ИПД, предварительное квазиизэнтропическое и ударное сжатие) воздействий на упруго-пластические и прочностные характеристики меди М1 и конструкционных алюминиевых сплавов АА6063Т6 и Д16Т.

2. Влияние температуры на динамический предел упругости и откольную прочность алюминиевого сплава Д16Т до и после термообработки в диапазоне от 20°С до 470°С.

3. Результаты исследований влияния внутренней структуры и аустенитно-мартенситного перехода на механические свойства сплавов никелида титана Ti5i 1 Ni48 э и Ti49.4Ni50 6 в исходном крупнозернистом состоянии и после интенсивной пластической деформации.

Связь работы с научными программами и темами. Диссертация выполнялась в рамках научно-исследовательских программ Отдела экстремальных состояний ИПХФ РАН, при поддержке РФФИ (проекта № 06-02-17057-а) и (проекта № 08-02-00087-а), федеральной целевой программы «Исследования и разработки по приоритетным направлениям развития научно-технологического комплекса России на 2007-2012 годы» (Государственный контракт Федерального агентства по науке и инновациям № 02.513.11.3135), гранта президента России №НШ-02.445.11.7168, а также при поддержке «Фонда содействия отечественной науке 2006 и 2007».

Апробация работы. Результаты исследований докладывались и обсуждались на Российской научно-технической конференции «Научно-технические проблемы приборостроения и машиностроения.» (Томск, 2004), Международной конференции «Харито-новские тематические научные чтения» (Сэров, 2005 и 2007), Международной конференции «Shock Compression of Condensed Matter» (США, 2005), Международной конференции «Уравнения состояния вещества» (Приэльбрусье, 2006), Международной конференции «Физика прочности и пластичности материалов» (Самара, 2006), Международной конференции «Воздействие интенсивных потоков энергии на вещество» (Приэльбрусье, 2007), XVII Петербургских чтениях по проблемам прочности (Санкт-Петербург, 2007), Международная конференция «Забабахинские научные чтения» (Сне-жинск, 2007), III Международная школа-конференция «Физическое материаловедение» «Наноматериалы технического и медицинского назначения» (Тольятти, 2007), Вторая Международная конференция «Деформация и разрушение материалов и наноматериалов» (Москва 2007), 47 Международная конференция «Актуальные проблемы прочности» (Нижний Новгород 2008), а также на научных семинарах в ИПХФ РАН.

Публикации. По теме диссертации опубликовано 3 статьи в журналах, рекомендованных ВАК Минобрнауки России, и 12 статей в сборниках трудов конференций.

Личный вклад автора в работу состоит в непосредственном участии в постановке задач, планировании, подготовке и проведении ударно-волновых экспериментов; обсуждении, анализе и интерпретации полученных результатов, формулировке основных научных выводов.

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, пяти глав, заключения с основными результатами и списка литературы. Объем диссертации составляет 143 страницы, в

том числе 93 рисунка, 11 таблиц и библиографии из 162 наименований.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность решаемой проблемы; сформулированы цель, задачи исследования и основные положения, выносимые на защиту; показана научная новизна и практическая значимость полученных в работе результатов; даны сведения о публикациях, структуре и объеме диссертации; указаны конференции и семинары, на которых были доложены основные результаты работы.

В первой главе диссертации представлено краткое изложение особенностей упруго-пластического деформирования и разрушения металлов в условиях высокоскоростного деформирования [4,5]. Описаны особенности разрушения твердых тел под действием растягивающих напряжений при отколе. Рассмотрены методы упрочнения металлов. Более подробно представлены два метода интенсивной пластической деформации: равно-канальное угловое (РКУП) и всестороннее прессование (ВП) [1].

Во второй главе приводится обзор существующих методов генерации плоских ударных волн и регистрации достигаемых в них газодинамических параметров. Подробно описаны используемые в работе экспериментальные взрывные устройства, позволяющие достигать в исследуемых средах скоростей деформирования 104-107с"1 в диапазоне температур от -170°С до 600°С. В данной работе импульсы ударной нагрузки в образцах создавались при соударении с плоскими алюминиевыми ударниками, толщиной от 0.1 до 2 мм с помощью плосковолновых генераторов ударных волн [4], разогнанных до скоростей 600-660 м/с. Соотношение толщин и диаметров ударника и образца выбиралось таким образом, чтобы обеспечить одномерность ударно-волнового процесса в течение всего времени измерений. Максимальная амплитуда волны сжатия в проведенных экспериментах не превышала 10 ГПа.

Часть главы посвящена описанию работы лазерного допле-ровского измерителя скорости свободной и контактной поверхностей VISAR [4], с помощью которого в экспериментах осуществлялась непрерывная регистрация движения скорости свободной тыльной поверхности образцов.

В третьей главе изложены результаты измерений прочностных характеристик меди М1 в крупнокристаллическом и субмикрокристаллическом состоянии, а также результаты экспериментов с

образцами, сохраненными после предварительного квазиизэнтро-пического и ударного сжатия различной интенсивности.

В работе исследовались отожженные крупнокристаллические образцы меди М1 с размером зерна 110 мкм и образцы, полученные после всестороннего прессования с размером зерна ~30 и ~0.5 мкм. Кроме того, проведены эксперименты с образцами меди М1, подвергнутыми квазиизэнтропическому (КС) и ударному сжатию (УС). Известно, что при воздействии достаточно сильных ударных волн в отожженных ГЦК металлах возникают двойниковые структуры, конкурирующие с дислокациями [3]. Двойниковые структуры образуются при достижении некого критического сдвигового напряжения в плоскости двойникования и вдоль направления двойникова-ния, составляющего для меди ~32 ГПа [3]. Квазиизэнтропическому и ударному сжатию подвергались образцы субмикрокристаллической меди с размером зерна ~0.5 мкм и крупнокристаллической меди с размером зерна ~30 и -110 мкм. Интенсивность волны сжатия во всех случаях превышала критическую (32 ГПа). Эксперименты по сохранению образцов после предварительного ударного сжатия и их металлографический анализ проводились в РФЯЦ-ВНИИЭФ (Саров), а интенсивная пластическая деформация образцов - в Институте проблем сверхпластичности металлов РАН (Уфа).

Рисунок 1. Профили скорости свободной поверхности образцов меди М1 с размером зерна 110 мкм до и после КС и УС.

Рисунок 2. Профили скорости свободной поверхности образцов меди М1 с размером зерна 30 мкм до и после КС и УС.

На рис. 1 и 2 представлены профили скорости свободной поверхности образцов меди М1 с размером зерна 110 мкм и 30 мкм до и после квазиизэнтропического и ударного нагружения. На рис. 3, 4 показаны профили скорости свободной поверхности образцов меди М1 с однородной и неоднородной внутренней структурой (размер зерна 0.5 мкм). На всех профилях (рис. 1-4) наблюдается формирование

двухволновой структуры вследствие упруго-пластического перехода. Минимальная величина динамического предела упругости -0.2 ГПа и откольной прочности -2.1 ГПа наблюдается в крупнокристаллических образцах. Уменьшение размера зерна практически в 4 раза после ВП приводит к увеличению откольной прочности до 3 ГПа, а амплитуда давления упруго-пластического перехода в данном случае увеличилась до -0.4 ГПа. В крупнокристаллических образцах меди после предварительного КС наблюдается рост амплитуды упругого предвестника в 2 раза по сравнению с исходными образцами и рост откольной прочности на -20%. УС крупнокристаллических образцов не приводит к изменению прочности меди. Для образцов меди М1 с размером зерна 30 мкм наблюдается уменьшение прочности на -15% после УС интенсивностью 30 и 40

Рисунок 3. Профили скорости свободной поверхности образцов меди М1 с размером зерна 0.5 мкм до и после КС и УС.

Рисунок 4. Профили скорости свободной поверхности образцов меди М1 с однородной и неоднородной внутренней структурой (размер зерна 0.5 мкм).

На рис.3 представлены профили скорости свободной поверхности образцов меди М1 с размером зерна 0.5 мкм до и после ква-зиизэнтропического и ударного нагружения. Уменьшение размера зерна в 200 раз не приводит к существенному изменению упруго-пластических и прочностных характеристик меди по сравнению с образцами, имеющими размер зерна -30 мкм. После КС и УС образцов меди с с/о~0.5 мкм наблюдается уменьшение откольной прочности до величины прочности крупнокристаллической меди М1.

Кроме того, были проведены исследования влияния однородности внутренней структуры, сформированной после ВП. На рис.4 представлены профили скорости свободной поверхности образцов меди М1 с размером зерна -0.5 мкм, имеющими неоднородную (часть зерен -15-20% с размером больше 0.5 мкм) и однородную

внутреннюю структуру (100% зерен - -0.5 мкм). Для образцов с неоднородной структурой отмечается уменьшение прочностных характеристик на 20% по сравнению с высокооднородными образцами.

На рис. 5 и 6 представлены суммированные результаты измерений динамической прочности меди М1 с различным размером зерна до и после КС и УС в сопоставлении с данными для монокристаллов и поликристаллов меди М2 [4].

........' Монокристалл меди [4] ;

А'"'

л оа V0 У Медь М1

О

Медь М2 [4) О М1 (110 мкм) 8 М1 (30 мкм)) О М1 (0 5 мкм) однор) * М1 (0 5 мкм) неоднор)

-Г-РН1НТ- Ч—1-1П Р||||— 1 1-т т .........Г ГГПМ1

монокристалл Меди [4];

А*

А'

га гя > МедьМ1

КЯ ВЯ ,,9 /

* М1(Н0 мкм}'КС

а М1 (110 мкм)*УС

о М1 (0 5 мкм)'КС "

д М1 (0 5 мкм) * УС

□ М1 (30 мкм) ' УС (30 ГПа)

Медь М2 [4] . . ......у_• • • • •■ • ■ * о М1 (30мкм) 'УС(40ГПа)'

10! 10' 10' Ю' 10* 10* 10' ю' 10' 10* 10' 10*

Скорость деформирования, с1 Скорость деформирования, с'1

Рисунок 5. Зависимость откольной прочности меди М1 до и после ВП от скорости деформирования.

Рисунок 6. Зависимость откольной прочности меди М1 до и после ВП в сочетании с КС и УС от скорости деформирования.

Измерения параметров динамической прочности однозначно демонстрируют влияние сформировавшейся структуры меди М1 на его прочностные характеристики. Образцы меди М1 (рис.5), полученные после ВП с размером зерна 30 мкм и 0.5 мкм демонстрируют более высокие прочностные характеристики по сравнению с исходной медью и медью, полученной после ударного сжатия, а прочность высокооднородных субмикрокристаллических образцов практически достигает прочности монокристаллической меди в данном диапазоне скоростей деформирования. Величина откольной прочности в крупнокристаллических и субмикрокристаллических образцах меди М1 существенно варьируется в зависимости от дефектной структуры при одинаковом размере зерен (рис.6). Предполагалось, что КС и УС образцов с размером зерна 110 мкм, 30 мкм и 0.5 мкм может привести к увеличению прочностных характеристик меди М1 за счет образования двойниковых структур. Однако в ударно-волновых экспериментах рост прочности отмечался только в отожженных крупнокристаллических образцах полученных после КС. Результатом прохождения сильной ударной волны от 30 ГПа и выше является значительное увеличение микродефектов, в частно-

сти, микропопор, двойников. Центрами зарождения становятся имеющиеся в металлах дефекты различных уровней, а также микродефекты, образующиеся в результате ИПД (границы зерен, дислокаций и т.д.). Относительно крупные дефекты, такие как имеющиеся микропоры и границы зерен, требуют меньшего напряжения для их превращения в центры разрушения. По мере роста очагов разрушения и их слияния сопротивление дальнейшему разрушению понижается. Таким образом, уменьшение среднего размера зерна в образцах меди М1 со 110 мкм до 30 мкм и 0.5 мкм приводит к увеличению прочности в -1.5 раза, а влияние предварительного КС и УС на прочностные характеристики меди незначительно.

В четвертой главе приведены результаты измерений динамических пределов упругости и откольной прочности конструкционных алюминиевых сплавов Д16Т и АА6063Т6 в крупнокристаллическом и субмикрокристаллическом состояниях, а также представлены результаты исследования влияния температуры на прочностные характеристики алюминиевого сплава Д16Т до и после термообработки. Сплавы АА6063Т6 и Д16Т являются термически упрочненными, т.е. исходные образцы подвергались закалке и искусственному старению. Искусственное старение вызывает рост частиц со структурой упорядоченной фазы Мд23'| в сплаве АА6063Т6, а в сплаве Д16Т частиц А12СиМд. Вокруг этих частиц создаются поля упругих напряжений, препятствующие движению дислокаций и тем самым повышающие их предел текучести. Предполагалось, что дальнейшее улучшение механических свойств алюминиевых сплавов может достигаться в результате интенсивной пластической деформации после искусственного старения. Исследованные в данной работе образцы сплава АА6063Т6 с исходным размером зерна 100 мкм подвергались ИПД методом РКУП при комнатной температуре. Количество проходов составило 2 и 8. В результате 2-х проходов формировалась неоднородная субмикрокристаллическая структура со средним размером зерна -1.2 мкм, а после 8-и проходов - однородная структура со средним размером зерна -1.5 мкм. Образцы сплава Д16Т в исходном состоянии имели размер зерен 120 мкм, часть из них подвергалась термообработке (отжигу) при температуре 450°С, в результате чего размер зерен увеличился в 3-4 раза. Для получения субмикрокристаллической структуры в сплаве Д16Т использовался метод многократного ВП при повышенных температурах. ВП подвергались образцы сплава Д16Т до и после отжига, в результате ИПД была сформирована структура с размером зерен 0.2-0.8 мкм независимо от термообработки. Интенсивная пластическая деформация образцов и структурные иссле-

дования алюминиевого сплава АА6063Т6 осуществлялась в Техническом Университете Кемница (Германия), а сплава Д16Т - в Институте физики прочности и материаловедения СО РАН (Томск).

Направление аНЕи, о0тк,

нагрузки__ГПа ГПа

(II)__0.7 1.7

(1) 0.8 1.3~

В ударно-волновых экспериментах с образцами сплава Д16Т варьировались форма и длительность импульсов ударного сжатия и направление ударной нагрузки относительно Рисунок 7. Профили скорости свобод- направления прокатки (рис.7), ной поверхности образов сплава Д16Т Ударное сжатие проводилось в в исходном состоянии. направлениях параллельном (II)

и поперечном (1) направлению прокатки сплава Д16Т. Выявлено, что направление ударного сжатия образцов сплава Д16Т влияет на давление упруго-пластического перехода и значения откольной прочности. Большее значение динамического предела упругости (~0.8 ГПа) демонстрирует сплав при нагружении в поперечном направлении. Из рисунка видно, что в условиях нагружения в направлении поперечном направлению прокатки критические разрушающие напряжения меньше на ~25% (-1.3 ГПа). Откольное разрушение сплава Д16Т при нагружении в направлении прокатки имеет затянутый характер, т.е. в течение длительного времени после начала разрушения откалывающийся поверхностный слой остается связанным с остальной частью образца и, вследствие этого, продолжает тормозиться. Сопротивление разрушению, регистрируемое при ударном сжатии в продольном направлении, варьируется от опыта к опыту в силу большей неоднородности структуры, сформированной в этом направлении прокаткой. Различие значений откольной прочности сплава Д16Т в зависимости от ориентации ударной нагрузки является следствием того, что потенциальные очаги разрушения имеют вытянутую форму и ориентированы в направлении прокатки. Проведенные эксперименты при статических и квазистатических условиях нагружения не выявили анизотропии сплава АА6063Т6 по отношению к направлению прокатки [6]. На рис. 8 и 9 представлены профили скорости свободной поверхности образцов алюминиевых сплавов Д16Т и АА6063Т6 в различных структурных состояниях.

Время, не

700

^ 600 s

£ 500

0

1 4°°

m

g 300 л

8 zoo a o

O 100

o

0 100 200 300 400 500 о Ю0 200 300 400 500

Время. НС Время, не

Рисунок 8. Профили скорости свободной поверхности алюминиевого сплава Д16Т до и после термообработки в сочетании с ВП.

Рисунок 9. Профили скорости свободной поверхности алюминиевого сплава М6063Т6 до и после РКУП.

Из волновых профилей (рис.8) видно, что отжиг исходного сплава Д16Т приводит к снижению прочности на -30% и уменьшению динамического предела упругости до ~0.2 ГПа по сравнению с исходными образцами. При высокотемпературном отжиге в образцах сплава Д16Т происходят структурные превращения, а именно, в процессе нагрева в объеме формируются крупные частицы стабильной избыточной фазы, которые могут являться центрами зарождения разрушений. По мере их роста и слияния сопротивление дальнейшему разрушению понижается. Ожидалось, что всестороннее прессование сплава Д16Т приведет к повышению прочностных характеристик. Однако, уменьшение размера зерен до 0.2-0.8 мкм не привело к росту динамических пределов упругости и прочности по сравнению с исходными образцами. Значения динамического предела упругости и откольной прочности практически равны значениям, полученных для образцов Д16Т после отжига. Сохранение прочностных характеристик на уровне исходных отожженных образцов объясняется тем, что ИПД образцов осуществлялось при повышенных температурах в диапазоне 450°С-200°С. Крутизна пластической волны, характеризующая скорость сжатия, в отожженном материале и после ВП в 4-5 раз выше, чем в исходном неотожжен-ном, что свидетельствует о меньшей вязкости отожженного сплава.

ИПД путем РКУП алюминиевого сплава АА6063Т6 приводит к увеличению откольной прочности с 1.3 ГПа до 1.5 ГПа (рис.9), причем, как показали проведенные измерения, количество проходов РКУП не влияет на дальнейший рост прочности. Динамический предел упругости после 8-х проходов РКУП возрастает с 0.3 ГПа до 0.5 ГПа по сравнению с исходными образцами.

Скорость деформирования, с"1 Скорость деформирования, с'1

Рисунок 10. Зависимость откольной прочности алюминиевого сплава Д16Т от скорости деформирования.

Рисунок 11. Зависимость откольной прочности алюминиевого сплава М6063Т6 от скорости деформирования.

На рис. 10 и 11 суммированы результаты измерений динамической прочности алюминиевых сплавов Д16Т и АА6063Т6 в сопоставлении с данными для монокристаллов и поликристаллов алюминия и его сплавов [4].

Таким образом, проведенные измерения динамической прочности образцов сплава Д16Т однозначно демонстрируют влияние направления ударной нагрузки относительно прокатки материала и сформировавшейся структуры в результате термической обработки и ВП на его прочностные характеристики. Динамическая прочность образцов сплава АА6063Т6 после 2х проходов равно-канального углового прессования изменяется незначительно, а увеличение количества проходов РКУП не влияет на дальнейший рост их прочностных характеристик.

Дополнительные возможности исследования вкладов различных структурных уровней в процессе деформирования и разрушения появляются при варьировании температуры испытания. В рамках данной работы проведены ударно-волновые испытания алюминиевого сплава Д16Т в интервале температур от 20°С до 470°С. В работе исследовались образцы сплава Д16Т в неотожженном (исходном) и отожженном состоянии. Максимальная температура испытаний составляла ~470°С, что на 32°С ниже температуры начала плавления сплава. Направление ударного сжатия во всех экспериментах с Д16Т осуществлялось параллельно направлению прокатки материала. Неотожженный сплав при нагреве до температуры 470°С во время эксперимента отжигался, что приводило к изменению фазового состава и структуры материала. На рис. 12 и 13 суммированы результаты измерений динамической прочности и пре-

дела текучести для сплава Д16Т в исходном и отожженном состояниях в сопоставлении с данными для технического алюминия АД1 и сплава АМгбМ в зависимости от температуры испытаний [4],[7],[8].

0.4,-,-,---,-,-г

то

| 05

О

00

Р~52ГПа

Л _ Исходное J состояниеД16Т Т~450°С Ф/

□ ........•-■•о.......... © АД1[4]

# Л t □ □ / д ••■.. □

Д16Т после отжига А" ; АМгбМ [8] \ п ■ Д\ ' , . . . . V-1

Исходное состояние Д16Т

0.3 (а - __

— —а

r^ - ммгьм ioj L .....................^ .......

ь Д16Т после ° D

¿отжига /

01 vt_____/■

^ ......•*** Монокристаллы

алюминия [7]

0.0

100 200 300 400 500 600 700 ' о 200 400 600

т,' с г, °с

Рисунок 12. Зависимость откольной прочности алюминиевого сплава Д16Т от температуры.

Рисунок 13. Зависимость динамического предела текучести алюминиевого сплава Д16Т от температуры.

При увеличении температуры отожженных и неотожженных образцов до 200°С существенного изменения откольной прочности и динамического предела упругости не происходит. Однако, при дальнейшем нагреве исходных образцов сплава Д16Т до 400°С происходит его частичный отжиг, в результате чего значительно уменьшился его динамический предел текучести, а величина откольной прочности приблизилась к прочности отожженного материала. С увеличением температуры до 460°С образцов предварительно отожженного сплава наблюдается рост динамического предела текучести, величина которого при этих температурах совпадает со значениями динамического предела текучести исходного материала. Таким образом, нагрев исходных образцов от 20°С до 460°С приводит к уменьшению динамического предела текучести в ~2 раза и откольной прочности на ~25%. Увеличение температуры образцов предварительно отожженного сплава от 20°С до 460°С приводит к росту динамического предела текучести, как и в случае монокристаллов алюминия и сплава АМгбМ, его откольная прочность при этом изменяется незначительно. Результаты измерений подтверждают возрастание вклада фононного трения в механизм торможения дислокаций при высокоскоростном деформировании алюминия и его сплавов с низким пределом текучести.

Температурные зависимости динамического предела упругости и откольной прочности сплава осложнены происходящими в нем структурными превращениями в процессе нагрева. Для про-

верки вывода о влиянии структурных превращений в процессе отжига при нагреве на сопротивление откольному разрушению проведены измерения критических разрушающих напряжений неото-жженного дюралюминия при давлении ударного сжатия -52 ГПа (скорость удара 4.6±0.1 км/с). Остаточная температура сплава после разгрузки из ударно-сжатого состояния в этих условиях составляла ~450°С. Предполагалось, что малое время высокотемпературной выдержки должно предотвратить формирование относительно крупных включений избыточной фазы и, следовательно, результаты этих опытов должны характеризовать высокотемпературную прочность сплава в его исходном состоянии. Результаты измерений, представленные на рис.12 точками, показывают, что величина откольной прочности в этих условиях практически совпадает со значениями, измеренными в температурном диапазоне 20°-200°С, но существенно превышает данные, полученные при 400°С-460°С, что подтверждает формирование крупных очагов разрушения, которые и приводят к снижению прочности образцов при медленном нагреве.

В пятой главе изложены результаты исследований бинарных сплавов "П51.1№489 и Т149 4М15об [9] в исходном крупнозернистом состоянии и в состоянии после интенсивной пластической деформации в условиях высокоскоростного деформирования. Исследовалось влияние исходной внутренней структуры и температуры на упруго-пластические и прочностные свойства сплавов никелида титана разного состава при ударном сжатии до 7 ГПа. Проведены ударно-волновые испытания сплавов Т1511Ы|48.э и "П49.4№5об в крупнокристаллическом и субмикрокристаллическом состоянии в интервале температур от -80 С до +140°С. Сплав "П51 ^Цвэ в крупнокристаллическом состоянии имел размер зерна -15 мкм. Для получения субмикрокристаллической структуры использовали метод многократного всестороннего прессования при повышенных температурах, в результате чего была сформирована структура с размером зерна 0.05-0.2 мкм. Исходный сплав И^Мбое в крупнокристаллическом состоянии подвергался закалке в воду при температуре 800°С, средний размер зерен в объеме образца составил -30 мкм. Для получения субмикрокристаллической структуры сплава Тцэ^Мбоб использовали метод РКУП. После РКУП около 70% зерен имели размер 0.1*0.3 мкм, размер остальных зерен составлял 0.3*1 мкм. Интенсивная пластическая деформация образцов и структурные исследования сплава "ПбпМЦв.э осуществлялась в Институте физики прочности и материаловедения (Томск), а сплава Т149.4№5о.б - в Институте проблем сверхпластичности металлов РАН (Уфа).

На рис. 14 и 15 представлены профили скорости свободной поверхности крупнокристаллических образцов сплава Т'^^^Цв э в широком диапазоне температур. Видно (рис.15), что формирование двухволновой структуры на этапе сжатия вследствие упруго-пластического перехода фиксируется только при максимальной температуре 140°С, когда материал переходит в высокотемпературную аустенитную В2-фазу с наибольшим динамическим пределом упругости (1.7 ГПа). Время нарастания в пластической волне определяется вязкостью материала, которая в данном случае зависит в том числе и от скорости мартенситного превращения. При нормальных и отрицательных температурах (рис.14) наблюдается медленное нарастание скорости в упругой области до выхода на поверхность пластической волны сжатия. С ростом концентрации мартенситной фазы В19' амплитуды упругих предвестников снижаются. На профиле скорости свободной поверхности (рис.15) при температуре образца 140°С фиксируется лишь начальная фаза от-кольного разрушения без формирования магистральной откольной трещины и образования откольного импульса, т.е. в этих условиях реализуется максимальная прочность данного сплава.

200 300 400 500

Время, нс

Рисунок 14. Профили скорости свободной поверхности крупнокристаллических образцов сплава ИбцМцзэ при пониженных и комнатных температурах. Рисунок 15. Профили скорости свободной поверхности крупнокристаллических образцов сплава "П51 ^Цзэ при повышенных температурах.

На рис.16 представлены профили скорости свободной поверхности в широком диапазоне температур образцов сплава "ПмиМ.«^ в субмикрокристаллическом состоянии, полученных после всестороннего прессования. Изменение внутренней структуры путем ВП

б 1°0

всестороннее прессование

V V

I У

-7^-20 0

--Г^-140°С

---Т - -50°С

Л1

400

Время, не

Рисунок 16. Профили скорости свободной поверхности субмикрокристаллических образцов сплава Т|би№48 9 в широком диапазоне температур.

7испытаний> °с оНЕь ГПа Оотк, ГПа

Крупнокристаллический Т(51 1N ¡48 9

-60 0.2 3.4

+20 0.9 3.3

+140 1.7 4.1

Субмикрокристаллический Т151_1 N¡48 9

-50 0.2 2.5

+20 1.2 2.9

+140 2.4 4.0

незначительно изменило характер деформирования и разрушения по сравнению с исходными образцами сплава Ti51.1Ni48.9- Уменьшение размера зерна привело к уменьшению прочностных характеристик (см. табл.), при этом давление упруго-пластического перехода при комнатной и повышенной температурах возросло. В таблице приведены значения динамического предела упругости и откольной прочности для крупно- и субмикрокристаллических образцов сплава Т^пМ^.д.

400

„ 350 £

300

^ 250 х

| 200 о

м 150 6

а. 100

/ /Ч — ги«г20°с ' \ ------Тисл-Ш°С "

гА ч\ I \ и '' Чл'

/ \ \ Закаленный / '». \ сплав

/ , Г"'

Время, не Время, не

Рисунок 17. Профили скорости свободной поверхности крупнокристаллических образцов сплава Т^^о 6-

Рисунок 18. Профили скорости свободной поверхности субмикрокристаллических образцов сплава Т^^ое-

Во второй серии экспериментов исследовалось влияние начальной температуры на прочностные характеристики сплава Т149.4№5об с крупнокристаллической (после закалки) и субмикрокристаллической структурой (после равно-канального углового прессования). Закалка сплава при повышенных температурах проводилась для фиксации структуры В2-фазы, полученной в результате нагрева. Во всем диапазоне температур сплав демонстрирует при-

мерно одинаковую откольную прочность, при этом максимальный предел упругости реализуется в образцах аустенитной фазы. В образцах после РКУП (рис.18) во всем температурном диапазоне наблюдается формирование двухволновой структуры вследствие упруго-пластического перехода. Максимальные значения откольной прочности демонстрируют образцы при пониженных и повышенных температурах 3.7 ГПа и 4.9 ГПа соответственно.

Таким образом, проведенные эксперименты показали, что влияние неупругого мартенситно-аустенитного перехода на прочностные свойства и характер их динамического деформирования исходных бинарных сплавов ТМ значительно превосходит влияние изменения их внутренней структуры вследствие предварительной интенсивной пластической деформации и не зависит от элементной концентрации.

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ РАБОТЫ:

1. Показано, что изменение внутренней структуры образцов меди М1, алюминиевых конструкционных сплавов Д16Т и АА6063Т6 в результате термической обработки (отжиг, закалка), интенсивной пластической деформации, или предварительного квазиизэнтропиче-ского и ударного сжатия оказывает разное влияние на их упруго-пластические и прочностные характеристики при высокоскоростном деформировании. А именно:

- Уменьшение среднего размера зерна в образцах меди М1 с 110 мкм до 30 мкм и 0.5 мкм приводит к увеличению прочности в ~1.5 раза. Динамическая прочность однородных субмикрокристаллических образцов может достигать прочности монокристаллов меди в исследованном диапазоне скоростей деформирования. Предварительное квазиизэнтропическое и ударное сжатие образцов меди М1 с размером зерна 30 мкм и 0.5 мкм приводит к уменьшению их прочности по сравнению с исходными образцами.

- Отжиг исходного сплава Д16Т снижает динамическую прочность на ~30% и уменьшает динамический предел упругости в ~4 раза. Интенсивная пластическая деформация при повышенных температурах образцов сплава Д16Т приводит к уменьшению его динамического предела упругости в ~2.5 раза и незначительному увеличению откольной прочности по сравнению с исходными образцами.

- Интенсивная пластическая деформация при нормальной температуре путем равноканального углового прессования алюминиевого сплава АА6063Т6 приводит к увеличению от-кольной прочности на ~10%, а предел упругости образцов после 8-х проходов РКУП увеличивается с 0.3 ГПа до 0.5 ГПа. При этом количество проходов РКУП практически не влияет на прочностные характеристики сплава при высокоскоростном деформировании.

2. Показано, что динамическая прочность сплава Д16Т в неото-жженном состоянии значительно уменьшается с нагревом, в то время как прочность отожженного сплава практически не зависит от исходной температуры образцов. Динамический предел упругости отожженного сплава увеличивается с ростом температуры в 3-4 раза, что подтверждает возрастание вклада фононного трения в механизм торможения дислокаций при высокоскоростном деформировании алюминия и его сплавов с низким пределом текучести.

3. Впервые проведены детальные измерения структуры интенсивных волн сжатия и разрежения в образцах бинарных сплавов "П№ -сплавах с обратимыми мартенситными превращениями. Проведенные эксперименты показали, что влияние неупругого мартенситно-аустенитного перехода на прочностные свойства и характер динамического деформирования исходных сплавов (Т|"51.1М[48.9, ТЦэ41^|5о.б) значительно превосходит влияние изменения их внутренней структуры вследствие предварительной интенсивной пластической деформации и не зависит от элементной концентрации.

Таким образом, полученные в данной работе результаты однозначно демонстрируют, что формирование ультрамелкозернистой внутренней структуры в поликристаллических металлах и сплавах методами интенсивной пластической деформации оказывает не столь значительное влияние на характер их высокоскоростного деформирования и разрушения по сравнению с соответствующим поведением аналогичных материалов в условиях статического и квазистатического нагружения.

Основное содержание диссертационной работы изложено в следующих публикациях:

Статьи, опубликованные в журналах, рекомендованных ВАК Ми-

нобрнауки России:

1. Гаркушин Г.В., Разоренов C.B., Игнатова О.Н. Динамическая прочности меди М1 в различном структурном состоянии при высокоскоростной деформации. // Деформация и разрушение материалов 2008. №4. с.38-43.

2. Гаркушин Г.В., Разоренов C.B., Канель Г.И. Субмикросекундная прочность алюминиевого сплава Д16Т при нормальной и повышенных температурах. // ФТТ. 2008. Т50. №5. с.805-811.

3. Гаркушин Г.В., Разоренов C.B., Канель Г.И. Влияние структурных факторов на субмикросекундную прочность алюминиевого сплава Д16Т. // ЖТФ. 2008. Т78. №11. с.53-59.

Статьи, опубликованные в сборниках трудов конференций:

4. Скрипняк В.А., Скрипняк Е.Г., Попов H.H., Дорофеенко А.О., Гаркушин Г.В. Механическое поведение нитинола - материала с памятью формы при высокоскоростной деформации в диапазоне температур от -60°С до + 140°С. // Научно-технические проблемы приборостроения и машиностроения. - Томск: Изд-во ТПУ. 2004. С. 15-21.

5. Скрипняк В.А., Скрипняк Е.Г., Попов H.H., Гаркушин Г.В., Дорофеенко А.О. Сдвиговая и откольная прочность сплавов TiNi при ударно-волновом нагружении. // Сборник трудов «VII Харитонов-ские чтения» Международной конференции «Экстремальные состояния вещества. Детонация. Ударные волны». Саров, РФЯЦ-ВНИИЭФ. 2005. С.385-389.

6. Skripnyak V., Skripnyak Е., Garkushin G., Kolobov Y., Dudarev E. Influence of Martensitic Transformation on the Spall Strength and the Shear Strength of Ti51.1Ni48.9 at Shock Wave Loading in Temperature Range from 213 К to 413 K. // In: Shock compression of condensed matter - 2005. (Ed. by Furnish M.D., Elert M., Russell T.P. and White C.T.). AIP Conference Proceeding 845. 2006. P.658-661.

7. Гаркушин Г.В., Разоренов C.B. Влияние температуры на механические свойства TiNi при ударно-волновом нагружении. // Сборник статей XXI Международной конференции «Воздействие интенсивных потоков энергии на вещество». Эльбрус. 2006. С.85-87.

8. Гаркушин Г.В., Разоренов C.B. Влияние внутренней структуры сплавов никелида титана на упруго-пластические и прочностные

свойства при ударно-волновом нагружении. // Труды XVI Международной конференции «Физика прочности и пластичности материалов». Самара. 2006. С.75-80.

9. Гаркушин Г.В., Разоренов C.B., Канель Г.И. Влияние внутренней структуры сплава Д16Т на упруго-пластические и прочностные свойства в интервале температур от 20°С до 470°С при ударно-волновом нагружении. // Сборник статей Международной конференции «Воздействие интенсивных потоков энергии на вещество». Эльбрус. 2007. С.114-117.

10. Разоренов C.B., Гаркушин Г.В., Канель Г.И. «Прочностные и упруго-пластические свойства сплавов никилида титана в различенном структурном состоянии» сборник статей Международная конференция "IX Харитоновские тематические научные чтения" Саров. 2007. С.364 - 368.

11. Разоренов C.B., Г аркушин Г.В., Канель Г.И. Влияние структурного состояния на прочностные и упруго-пластические свойства никелида титана при ударном сжатии. // Сборник статей конференции «XVII Петербургские чтения по проблемам прочности». Санкт-Петербург, ч II. 2007. С. 157-159.

12. Гаркушин Г.В., Разоренов C.B., Игнатова О.Н. Влияние внутренней структуры меди М1 на упруго-пластические и прочностные свойства при ударно-волновом нагружении. // Сборник статей международной конференции «Забабахинские научные чтения 2007». Снежинск. 2007. С.5-15. (http://www.vniitf.ru/riq/konfer/9zst/s5/s-5.htm).

13. Гаркушин Г.В., Разоренов C.B., Канель Г.И., Игнатова О.Н., Иванчихина Г.И. Исследование упруго-пластических и прочностных свойств меди М1 при ударно-волновом нагружении. // Материалы доклада III Международной школы-конференции «Физическое материаловедение». Наноматериалы технического и медицинского назначения. Тольятти. 2007. С.190-192.

14. Гаркушин Г.В., Разоренов C.B., Канель Г.И., Игнатова О.Н., Иванчихина Г.И., Meyer L., Hockauf M. Влияние внутренней структуры меди М1 и алюминиевого сплава AIMg0.7Si на упруго-пластические и прочностные свойства при высокоскоростном нагружении. II Материалы докладов Второй международной конференции «Деформация и разрушение материалов и наноматериа-лов». Москва. 2007. С.312.

15. Разоренов C.B., Гаркушин Г.В., Канель Г.И., Иванчихина Г.Е., Meyer L., Hockauf M. Роль внутренней структуры алюминиевых сплавов при высокоскоростном деформировании и разрушении.

// 47 Международная конференция «Актуальные проблемы прочности». Нижний Новгород, 4.1. 2008. С.246-249.

Литература:

[1] Валиев Р.З., Александров И.В. Наноструктурные материалы, полученные интенсивной пластической деформацией. М.: Логос. 2000. 272 с.

[2] Колобов Ю.Р., Валиев Р.З. Зернограничная диффузия и свойства наноструктурных материалов. Новосибирск: Наука. 2001. 232 с

[3] Мейерс М.А., Мурр Л.Е. Ударные волны и явления высокоскоростной деформации металлов. (Пер с англ.) М.: Металлургия. 1984. 512 с.

[4] Канель Г.И., Разоренов C.B., Уткин A.B., Фортов В.Е. Ударно-волновые явления в конденсированных средах. М.: Янус-К. 1996. 408 с.

[5] Зельдович Я.Б., Райзер Ю.П. Физика ударных волн и высокотемпературных гидродинамических явлений. М.: Наука. 1966. 407 с.

[6] Meyer L. W. et al. Compressive behaviour of ultrafine-grained AA6063T6 over a wide range of strains and strain rates. // Int. J. Mat. Res. (formerly 2. Metallkd.) 2007. V98. №3. p. 1-9.

[7] Канель Г.И., Разоренов C.B. Аномалии температурных зависимостей объемной и сдвиговой прочности монокристаллов алюминия в субмикросекундном диапазоне. // ФТТ. 2001. Т43. №5. с.839-845.

[8] Разоренов C.B., Канель Г.И., Фортов В.Е. Субмикросекундная прочность алюминия и сплава АМгбМ при нормальных и повышенных температурах. // ФММ 2003. Т95. №1. с.91-96.

[9] Пушин В.Г., Прокошин С.Д., Валиев Р.З. и др. Сплавы никилида титана с памятью формы. 4.1. Структура, фазовые превращения и свойства. Екатеринбург: УрО РАН. 2006. 438 с.

Заказ № 33/12/08 Подписано в печать 03.12.2008 Тираж 100 экз Усл. пл. 1,5

ООО "Цифровичок", тел. (495) 797-75-76, (495) 778-22-20 ) www. cfr. ru; e-mail: info@cfr. ru

ВВЕДЕНИЕ.

ГЛАВА 1. ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР.

§1.1. ОСОБЕННОСТИ ДЕФОРМИРОВАНИЯ И РАЗРУШЕНИЯ МЕТАЛЛОВ В

УДАРНЫХ ВОЛНАХ.

§1.2. ДЕФОРМИРОВАНИЕ УПРУГО-ПЛАСТИЧЕСКИХ ТЕЛ В УДАРНЫХ ВОЛНАХ.

§1.3. ЯВЛЕНИЕ ОТКОЛА. МЕТОДЫ ОПРЕДЕЛЕНИЯ ОТКОЛЬНОЙ ПРОЧНОСТИ.

§1.4. МЕТОДЫ УПРОЧНЕНИЯ МЕТАЛЛОВ.

§1.5. МЕТОД РАВНО-КАНАЛЬНОГО УГЛОВОГО ПРЕССОВАНИЯ.

§1.6. МЕТОД ВСЕСТОРОННЕГО ПРЕССОВАНИЯ.

ГЛАВА 2. МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ.

§2.1. МЕТОДЫ ГЕНЕРАЦИИ УДАРНЫХ ВОЛН В ИССЛЕДУЕМЫХ ОБРАЗЦАХ.

§2.2. СПОСОБЫ ВАРЬИРОВАНИЯ ТЕМПЕРАТУРЫ ОБРАЗЦОВ ВО ВЗРЫВНЫХ

ЭКСПЕРИМЕНТАХ.

§2.3. МЕТОД НЕПРЕРЫВНОЙ РЕГИСТРАЦИИ ПРОФИЛЕЙ СКОРОСТИ СВОБОДНОЙ ПОВЕРХНОСТИ ОБРАЗЦОВ С ПОМОЩЬЮ ЛАЗЕРНОГО ИНТЕРФЕРОМЕТРА

VISAR».

ГЛАВА 3. ИССЛЕДОВАНИЕ МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ МЕДИ М1.

§3.1. ДИНАМИЧЕСКАЯ ПРОЧНОСТЬ МЕДИ М1 С РАЗЛИЧНОЙ ВНУТРЕННЕЙ

СТРУКТУРОЙ.

§3.2. ВЛИЯНИЕ ПРЕДВАРИТЕЛЬНОГО УДАРНОГО СЖАТИЯ НА МЕХАНИЧЕСКИЕ

СВОЙСТВА МЕТАЛЛОВ.

§3.3. ИССЛЕДУЕМЫЕ ОБРАЗЦЫ МЕДИ М1. СВОЙСТВА. СТРУКТУРА.

§3.4. ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ.

ГЛАВА 4. ИССЛЕДОВАНИЕ МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ АЛЮМИНИЕВЫХ

СПЛАВОВ АА6063Т6 И Д16Т ПРИ УДАРНОМ СЖАТИИ.

§4.1. ВЛИЯНИЕ СТРУКТУРНЫХ ФАКТОРОВ НА СУБМИКРОСЕКУНДНУЮ

ПРОЧНОСТЬ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ АА6063Т6 И Д16Т.

§4.2. АЛЮМИНИЕВЫЙ СПЛАВ АА6063Т6. СВОЙСТВА. СТРУКТУРА.

§4.3. АЛЮМИНИЕВЫЙ СПЛАВ Д16Т. СВОЙСТВА. СТРУКТУРА.

§4.4. ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ.

§4.5. СУБМИКРОСЕКУНДНАЯ ПРОЧНОСТЬ АЛЮМИНИЕВОГО СПЛАВА Д16Т ПРИ

НОРМАЛЬНОЙ И ПОВЫШЕННЫХ ТЕМПЕРАТУРАХ.

ГЛАВА 5. ИССЛЕДОВАНИЕ УПРУГО-ПЛАСТИЧЕСКИХ И ПРОЧНОСТНЫХ

ХАРАКТЕРИСТИК СПЛАВОВ TÍ51.1NÍ48.9 и TÍ49.4NÍ50.6.

§5.1. ФИЗИКО-МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВОВ НА ОСНОВЕ TiNi.

§5.2. ИССЛЕДУЕМЫЕ СПЛАВЫ Ti5i.iNi48.9 И Ti49.4Ni50.6- СВОЙСТВА. СТРУКТУРА.

§5.3. ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ.

Настоящая диссертация посвящена экспериментальному исследованию поведения материалов с различной внутренней структурой, полученной в результате термической и механической обработки при ударном нагружении интенсивностью до ЮГ Па.

Актуальность. В последние годы интенсивно разрабатываются и исследуются поликристаллические материалы с субмикронным размером зерна (диаметр зерна менее 1мкм) [1]. Интерес исследователей и практиков к этим материалам обусловлен их уникальными физико-механическими свойствами, существенно отличающимися от соответствующих свойств крупнозеренных поликристаллов. В частности, подобные поликристаллы с ультрамелким зерном обладают более высокими упруго-пластическими и прочностными характеристиками, в ряде случаев проявляют низкотемпературную и/или высокотемпературную сверхпластичность

1]. Перспективными методами создания объемных субмикрокристаллических материалов являются методы интенсивной пластической деформации (ИПД): равно-каналыюе угловое прессование (РКУП), кручение под высоким давлением, всестороннее прессование, а также методы, сочетающие ИПД с различными режимами термообработки и методами предварительного ударно-волнового деформирования

2]. Сформированная такими методами субмикрокристаллическая структура металлов, помимо малого размера зерна, характеризуется наличием большого количества микродефектов (дислокаций, дисклинаций, двойников, микропор, границ зерен). Такая дефектная структура в сочетании с малым размером зерна может внести коррективы в развитие высокоскоростной деформации субмикрокристаллических материалов по сравнению с крупнозернистыми поликристаллами. Перспектива использования субмикрокристаллических материалов с такой внутренней структурой в качестве конструкционных материалов определяет важность изучения закономерностей их деформационного поведения в условиях ударного нагружения.

Относительные вклады внутренней структуры в сопротивление деформированию могут быть выявлены экспериментально путем варьирования структуры материала и скорости деформирования [3]. Механизмы и определяющие факторы разрушения поликристаллов с размером зерна менее 1 мкм при статическом растяжении (сжатии) достаточно хорошо изучены [1], тогда как процессы квазистатического и, особенно, динамического сжатия и разрушения в таких материалах практически не исследованы. Ударно-волновые эксперименты дают уникальную информацию для установления фундаментальных физических механизмов высокоскоростной пластической деформации, которая развивается в строго контролируемых условиях нагружения [4]. Данные, полученные в динамических экспериментах, позволяют выявить основные механизмы и кинетические закономерности зарождения, роста и взаимодействия различного рода дефектов, зародышей новой фазы и других явлений, связанных со структурой материала. Поэтому исследование влияния внутренней структуры, полученной в результате термической обработки, интенсивной пластической деформации, предварительного ударно-волнового деформирования на высокоскоростное деформирование и разрушение металлов и сплавов при динамическом нагружении является актуальным.

Целыо работы является изучение влияния внутренней структуры, сформированной в процессе термической обработки, интенсивной пластической деформации, квазиизэнтропического и ударного сжатия на упруго-пластические и прочностные характеристики субмикрокристаллических металлов и сплавов при высокоскоростной деформации и разрушении.

Объекты исследования. В данной работе исследовались образцы высокочистой технической меди М1, алюминиевые конструкционные сплавы АА6063Т6 и Д16Т, бинарные сплавы никелида титана Т151Л№48,9 и Т149.4№5о.б в состоянии поставки и в состояниях, полученных после отжига, закалки, равно-канального углового и всестороннего прессования, предварительного квазиизэнтропического и ударного сжатия.

Научная новизна. Выявлено влияние внутренней структуры, сформировавшейся в результате термической обработки, интенсивной пластической деформации, предварительного квазиизэнтропического и ударного сжатия исходных металлов на их упруго-пластические и прочностные характеристики. Исследовано влияние структурных факторов на прочностные характеристики сплава Д16Т в широком диапазоне температур. Получены новые количественные данные по динамическим пределам упругости, текучести и откольной прочности меди М1, конструкционных алюминиевых сплавов Д16Т и АА6063Т6. Впервые проведены детальные измерения структуры интенсивных волн сжатия и разрежения в материале с мартенсигными превращениями - сплаве никелида титана с разной элементной концентрацией в широком диапазоне температур.

Практическая значимость. Экспериментальная информация об упруго-пластических и прочностных свойствах металлов в широком диапазоне параметров нагрузки и состояния внутренней структуры является основой для понимания механизмов деформации и разрушения при субмикросекундных длительностях нагрузки, для развития физики твёрдого тела, физики прочности и пластичности, механики разрушения в области высоких скоростей деформирования. Такие данные необходимы для построения адекватных моделей динамического деформирования и разрушения материалов и входят в базу данных о поведении веществ при экстремальных условиях. Полученные результаты могут быть использованы для решения прикладных задач в Институте проблем химической физики РАН (Черноголовка), Институте проблем машиноведения РАН (Санкт-Петербург), Московском государственном университете им. М.В. Ломоносова (Москва), Институте физики прочности и материаловедения СО РАН (Томск), Институте структурной макрокинетики и проблем материаловедения РАН (Черноголовка), Институте химической физики им. H.H. Семенова РАН (Москва), Институте гидродинамики им. М.А. Лаврентьева СО РАН (Новосибирск), Российском федеральном ядерном центре - Всероссийского научно-исследовательского института экспериментальной физики (Саров), Российском федеральном ядерном центре - Всероссийского научно-исследовательского института технической физики (Снежинск) и др.

Метод исследований основан на возбуждении в образцах одномерных импульсов сжатия различной длительности, непрерывной регистрации в процессе на-гружения профилей скорости движения свободной поверхности образцов и их последующего анализа. Импульсы ударного сжатия генерировались с помощью специальных взрывных устройств, а волновые профили регистрировались лазерным Допплеровским измерителем VISAR. Эксперименты с алюминиевым сплавом Д16Т, а также сплавами Ti5i.iNi48.9 и Ti49.4Ni50.6 проведены при различных начальных температурах.

Основные положения, выносимые на защиту:

1. Результаты исследований влияния сформировавшейся внутренней структуры образцов после термических и механических (ИПД, предварительное квазиизэнтропическое и ударное сжатие) воздействий на упруго-пластические и прочностные характеристики меди М1 и конструкционных алюминиевых сплавов АА6063Т6 и Д16Т.

2. Влияние температуры на динамический предел упругости и откольную прочность алюминиевого сплава Д16Т до и после термообработки в диапазоне от 20°С до 470°С.

3. Результаты исследований влияния внутренней структуры и аустенитно-маргенситного перехода на механические свойства сплавов никелида титана Ti5UNi48.9 и Ti494Ni5o.6 в исходном крупнозернистом состоянии и после интенсивной пластической деформации.

Структура работы. Диссертация состоит из введения, пяти глав, заключения и списка цитированной литературы.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ.

В работе получены следующие основные результаты:

1. Показано, что изменение внутренней структуры образцов меди М1, алюминиевых конструкционных сплавов Д16Т и АА6063Т6 в результате термической обработки (отжиг, закалка), интенсивной пластической деформации, или предварительного квазиизэнтропического и ударного сжатия оказывает разное влияние на их упруго-пластические и прочностные характеристики при высокоскоростном деформировании. А именно:

- Уменьшение среднего размера зерна в образцах меди М1 с 110 мкм до 30 мкм и 0.5 мкм приводит к увеличению прочности в ~1.5 раза. Динамическая прочность однородных субмикрокристаллических образцов может достигать прочности монокристаллов меди в исследованном диапазоне скоростей деформирования. Предварительное квазиизэнтропическое и ударное сжатие образцов меди М1 с размером зерна 30 мкм и 0.5 мкм приводит к уменьшению их прочности по сравнению с исходными образцами.

- Использование методов ИПД в сочетании с нагревом для измельчения зе-ренной структуры в алюминиевых сплавах не приводит к увеличению их прочностных характеристик вследствие ее отжига.

- Отжиг исходного сплава Д16Т снижает динамическую прочность на —30% и уменьшает динамический предел упругости в ~4 раза. Интенсивная пластическая деформация при повышенных температурах образцов сплава Д16Т приводит к уменьшению его динамического предела упругости в ~2.5 раза и незначительному увеличению откольной прочности по сравнению с исходными образцами.

- Интенсивная пластическая деформация при нормальной температуре путем равноканального углового прессования алюминиевого сплава АА6063Т6 приводит к увеличению откольной прочности на -10%, а предел упругости образцов после 8-х проходов РКУП увеличивается с 0.3 ГПа до 0.5 ГПа. При этом количество проходов РКУП практически не влияет на прочностные характеристики сплава при высокоскоростном деформировании.

2. Показано, что динамическая прочность сплава Д16Т в неотожженном состоянии значительно уменьшается с нагревом, в то время как прочность отожженного сплава практически не зависит от исходной температуры образцов. Динамический предел упругости отожженного сплава увеличивается с ростом температуры в 3-4 раза, что подтверждает возрастание вклада фононного трения в механизм торможения дислокаций при высокоскоростном деформировании алюминия и его сплавов с низким пределом текучести.

3. Впервые проведены детальные измерения структуры интенсивных волн сжатия и разрежения в образцах бинарных сплавов Т1№ - сплавах с обратимыми мартенсит-ными превращениями. Проведенные эксперименты показали, что влияние неупругого мартенситио-аустенитного перехода на прочностные свойства и характер динамического деформирования исходных сплавов (Т15и№48.9, Тц9.4>П5о.б) значительно превосходит влияние изменения их внутренней структуры вследствие предварительной интенсивной пластической деформации и не зависит от элементной концентрации.

Таким образом, полученные в данной работе результаты однозначно показали, что формирование ультрамелкозернистой внутренней структуры в поликристаллических металлах и сплавах методами интенсивной пластической деформации оказывает не столь значительное влияние на характер их высокоскоростного деформирования и разрушения по сравнению с соответствующим поведением аналогичных материалов в условиях статического и квазистатического нагружения.

129

1. Р.З. Валиев, И.В. Александров. Наноструктурные материалы, полученные интенсивной пластической деформацией. Логос, М. (2000) 272 с.

2. В. И. Беляев, В. Н. Ковалевский, Г. В. Смирнов, В. А. Чекан. Высокоскоростная деформация металлов Наука и техника, Минск. (1976) 224 с.

3. Г.И. Капель, C.B. Разоренов, A.C. Савиных, Е.Б. Зарецкий, Ю.Р. Колобов. Исследование структурных уровней, определяющих сопротивление высокоскоростному деформированию и разрушению металлов и сплавов. Препринт ОИВТ РАН №1-478, М. (2004) 32 с.

4. Г.И. Канель, C.B. Разоренов, A.B. Уткин, В.Е. Фортов Ударно-волновые явления в конденсированных средах. Янус-K, М. (1996) 408 с.

5. Г.В. Гаркушин, C.B. Разоренов. Влияние температуры на механические свойства TiNi при ударно-волновом нагружении. // Сборник статей XXI Международной конференции «Воздействие интенсивных потоков энергии на вещество». Эльбрус, с.85-87 (2006).

6. Г.В. Гаркушин, C.B. Разоренов, О.Н. Игнатова. Динамическая прочности меди Ml в различном структурном состоянии при высокоскоростной деформации. // Деформация и разрушение материалов №4, с.38-43 (2008).

7. Г.В. Гаркушин, C.B. Разоренов, Г.И. Канель. Субмикросекундная прочность алюминиевого сплава Д16Т при нормальной и повышенных температурах. // ФТТ Т50, №5, с.805-811 (2008).

8. Г.В. Гаркушин, C.B. Разоренов, Г.И. Канель. Влияние структурных факторов на субмикросекундную прочность алюминиевого сплава Д16Т. // ЖТФ Т78, №.11, с.53-59 (2008).

9. Я.Б. Зельдович, Ю.П. Райзер. Физика ударных волн и высокотемпературных гидродинамических явлений. Наука, М. (1966) 407 с.

10. Н. Киллер, Е. Росс Ударные волны в конденсированных волнах // Физика высоких плотностей и энергий. // Пер. с англ. Под ред. П. Кандиролы и Г. Кнопфеля. Мир, М. ( 1974) 484 с.

11. Б.Л. Глушак, В.Ф. Куропатенко, С.А. Новиков. Исследование прочности материалов при динамических нагрузках. Наука, Новосибирск СО (1992) 295 с.

12. М.В. Жерноклетов. Методы исследования свойств материалов при интенсивных динамических нагрузках. Саров (2003) 403 с.

13. С.К. Годунов. Элементы механики сплошной среды. Наука, М. (1963) 303 с.

14. Л.Д. Ландау, Е.М. Лифшиц. Теоретическая физика. Т.6. Гидродинамика. Наука, М. (1986) 736 с.

15. Р. Курант, К. Фридрихе. Сверхзвуковое течение и ударные волны. Иностр. лит., М. (1950) 426 с.

16. Под ред. проф. В.Н. Николаевского. Высокоскоростные ударные явления. / Пер. с англ. В.А. Васильева. Мир, М. (1973) 533 с.

17. А.И. Фунтиков, М.Н. Павловский. Ударное сжатие твердых тел и полиморфные превращения. Ударные волны в твердых телах. // Ударные волны и экстремальные состояния вещества. Наука, М. (2000) с. 138-159.

18. JI.B. Альтшулер. Фазовые превращения в ударных волнах // ПМТФ. №4. с.93-103 (1978).

19. В.Д. Глузман, Г.И. Канель, В.Ф. Лоскутов, В.Е. Фортов, И.Е. Хореев. Сопротивление деформированию и разрушению стали 35X3HM в условиях ударного нагружения // Проблемы прочности №8, с.52-57 (1985).

20. Г.И. Канель, В.В. Щербань. Пластическая деформация и откольное разрушение железа «Армко» в ударной волне. // ФГВ Т5, №4, с.93-103 (1980).

21. С.А. Новиков, Ю.С. Соболев, H.A. Юкина. Исследование накопления микроповреждений при отколе в титановом сплаве ВТ-14 // ПМТФ. № 2. с. 128-131.(1988).

22. Г.В. Степанов. Откольное разрушение металлов плоскими упругопластиче-скими волнами нагрузки // Пробл. прочности. № 8. с. 66-70. (1976).

23. В.И. Романченко, Г.В. Степанов. Зависимость критических напряжений от временных параметров нагрузки при отколе в меди, алюминии и стали // ПМТФ. № 4. с. 141-147. (1980).

24. А.Г. Иванов, С.А. Новиков. Об ударных волнах разрежения в железе и стали //ЖЭТФ Т.40, №6, с. 1880-1882 (1961).

25. В.Д. Глузман, Г.И. Канель. Измерение растягивающих напряжений за плоскостью откола // ПМТФ. № 4. С. 146-150. (1983).

26. А.Н. Дремин, Г.И. Канель. Волны сжатия и разрежения в ударно-сжатых металлах // ПМТФ. № 2. С. 146-153. (1976).

27. Н.Х. Ахмадеев. Динамическое разрушение твердых тел в волнах напряжений. Уфа. (1988) 168 с.

28. В.К. Голубев. Прочность и разрушение материалов при интенсивных динамических нагрузках. 4.1. Металлы и сплавы. 4.2. Неметаллические материалы. ЦНИИатоминформ. (1989). (Обзор)

29. К.Б. Броберг. Ударные волны в упругой и упруго-пластической среде. Гос-гортехиздат, М. (1956) 116 с.

30. С.А. Новиков, И.И. Дивиов, А.Г. Иванов. Исследование разрушения стали, алюминия и меди при взрывном нагружении. // ФММ. Т21, №4, с.608-614 (1966).

31. Г.И. Канель, В.Е. Фортов, C.B. Разоренов. Ударные волны в физике конденсированного состояния. //УФН. ТЛИ. №8. с.809-830 (2007).

32. A.B. Бушман, Г.И. Канель, A.JL Ни и др. Динамика конденсированных сред при импульсных воздействиях. Механические свойства. (Препринт/АН СССР, ОИХФ), Черноголовка. (1983) 38 с.

33. С.А. Новиков. Прочность при квазистатическом и ударно-волновом нагружении. // ФГВ Т21, №6, с.77-85 (1985).

34. Г.И. Канель. Искажение волновых профилей при отколе в упругопластиче-ском теле. // ПМТФ Т42, № 2, с. 194-198 (2001).

35. H.A. Конева. Физика прочности металлов и сплавов. // Соросовский Образовательный журнал №7, с.95-102 (1997).

36. JI.K. Гордиенко. Субструктурное упрочнение металлов и сплавов. Наука, М. (1973) 224 с.

37. H.A. Конева. Классификация, эволюция и самоорганизация дислокационных структур в металлах и сплавах. // Соросовский Образовательный журнал №6, с.99-106 (1996).

38. Е.И. Купрекова, К.В. Климова, И.В. Киреева, Ю.И. Чумляков, И.П. Чернов. Влияние водорода на механические свойства 012.-кристаллов аустенитной нержавеющей стали. // Известия ТПУ. Математика и механика. Физика ТЗ10, №1, с.105-109 (2007).

39. A.A. Бочвар. Металловедение. Москва, Металлургиздат. (1956) 496 с.

40. Е.О. Hall. Deformation and ageing of mild steel. // Proc. Phys. Soc. London, ser.B, V64, p.747-753 (1951).

41. N.J. Petch. The cleavage strength of polycrystals. // J. Iron and Steel Inst. V.174, p.25-28 (1953).

42. O.E. Грушко, M.A. Гуреева, B.B. Овчинников, В.Ф. Шамрай, А.Н. Гуменников. Механические и коррозионные свойства холоднокатанных листов сплава системы А1-Мп. // Металловедение и термическая обработка металлов. №3. с. (2008).

43. В.М. Сегал, В.И. Резников, В.И. Копылов. Пластическая обработка металлов простым сдвигом. // Известия АН ССР. Металлы №1, с.115-123 (1981).

44. В.М. Сегал, В.И. Резников и др. Процессы пластического структуро-образования металлов. Навука i техника, Минск. (1994) 232 с.

45. П.В. Бриджмен. Исследование больших пластических деформаций и разрыва. Иностр. лит., М. (1955) 444 с.

46. Г.А. Салищев, O.P. Валиахметов, P.M. Галеев, С.П. Малышева. Формирование субмикрокристаллической структуры в титане при пластической деформации и ее влияние на механические свойства. // Металлы №4, с.86-91 (1996).

47. Н.А Ахмадеев, Р.З. Валиев. Формирование субмикрозеренной структуры в меди и никели с использованием ИСД. // Металлы №5, с.96-101 (1992).

48. Р.З. Валиев. Получение наноструктур в титане методом РКУ прессования // Металловедение и термическая обработка металлов №9, с.27-31 (2000).

49. Г.В. Гаркушин. Исследование структуры свойств алюминиевых порошковых материалов, полученных РКУП. // Диссертация бакалавра. Томск: ИФПМ СО РАН. (2003) 44 стр.

50. C.B. Жеребцов, P.M. Галеев, O.P. Валиахметов, С.П. Малышева, Г.А. Салищев, М.М. Мышляев. Формирование субмикрокристаллической структуры в титановых сплавах интенсивной пластической деформацией и их механические свойства. // КШП № 7, с. 17-22 (1999).

51. Г.А. Салищев, P.M. Галеев, C.B. Жеребцов и др. Механические свойства титанового сплава ВТ6 с микрокристаллической и субмикрокристаллической структурами. // Металлы №6, с.84-87 (1999).

52. Ю.Р. Колобов, Р.З. Валиев. Зернограничная диффузия и свойства нанострук-турных материалов. Наука, Новосибирск. (2001) 232 с.

53. Р.З. Валиев, И.В. Александров. Объемные наноструктурные металлические материалы: получение, структура и свойства. Академкнига, М. (2007) 398 с.

54. P.K. Исламгалиев, Д.А. Салимоненко, JI.O. Шестакова, Р.З. Валиев. Высокопрочное состояние ультрамелкозернистых алюминиевых сплавов // Известия Вузов. Цветная металлургия №6, с. 196-201 (1997).

55. H. S. Kim, Y. Estrin and M. В. Bush. Plastic deformation behaviour of finegrained materials. // Acta Materialia V48, p.493-504 (2000).

56. П.С. Бушмелев, И.И. Ведерникова, O.H. Игнатова и др. Влияние высокоскоростного нагружения на микроструктуру и динамические свойства меди. // Сборник трудов "IX Харитоновские чтения" Саров, с.435-440 (2007).

57. С.С. Набатов, В.В. Якушев Установка для экспериментов с ударными волнами. // Проблемы прочности №3, с. 101-102 (1975).

58. К.Л. Леконт. Высокоскоростное метание. // Физика быстропротекающих процессов / Пер. под ред. Златина H.A. Мир, M. Т2, с.247-275 (1971).

59. L.C. Chhabildas, L.N. Kmetyk, W.D. Reinhart, C.A. Hall. Launch capabilities to 16 km/s. // SCCM- 1995. New York. AIP. p.l 197-1200. (1996).

60. Фаулс, Дюваль, Эсейбелами и др. Газовая пушка для исследования соударений // Приборы для научных исследований №7, с.78-90 (1970).

61. H.A. Златин, Г.И. Мишин. Баллистические установки и их применение в экспериментальных исследованиях. Наука, М. (1974) 344 с.

62. Танборг (мл.), Ингрем, Грехем. Пневматическая пушка для исследования твердых тел в широком диапазоне скоростей. // Приборы для научных исследований №1, с.13-17 (1964).

63. Л.В. Альтшулер, Р.Ф. Трунин, К.К. Крупников, Н.В. Панов. Взрывные лабораторные устройства для исследования сжатия веществ в ударных волнах. // УФН. Т. 166. №5. с.575-578. (1996).

64. Г.И. Канель, C.B. Разоренов. Ударно-волновое нагружение металлов. Движение поверхности образца. Черноголовка 1989 г., 101 стр

65. Г.И. Канель, A.M. Молодец, А.А. Воробьев. О метании пластин взрывом. // ФГВ №6, с.884-891 (1974).

66. Н.А. Златин, С.Г. Пугачев, С.М. Мочалов, A.M. Врагов. Временная зависимость прочности металлов при долговечностях микросекундного диапазона // ФТТ Т17, №.9, с.2599-2603 (1975).

67. J.N. Johnson. Dynamic fracture and spallation in ductile solids. // J. Appl. Phys. V52, p.2812-2825 (1981).

68. A.M. Молодец, A.H. Дремин. Температурная зависимость откольной прочности. // ФГВ Т19, №5, с.154-158 (1983).

69. JI.A. Мержиевский, В.М. Титов. О критерии долговечности металлов в микросекундном диапазоне // ДАН СССР Т286, №1, с.109-103 (1986).

70. D.E. Grady. The spall strength of condensed matter. // J.Mech.Phys.Solids V36, №3, p.353-368 (1988).

71. G.I. Kanel, S.Y. Razorenov, A.A. Bogatch et al. Spall fracture properties of aluminum and magnesium at high temperatures. // J.Appl.Phys. V79, №11, p.8310-8317 (1996).

72. А.А. Богач, Г.И. Канель, C.B. Разоренов и др. Сопротивление ударно-волновому деформированию и разрушению монокристаллов цинка при повышенных температурах. // ФТТ Т40, №10, с. 1849-1854 (1998).

73. Г.С. Безручко, С.В. Разоренов. Регистрация волновых профилей лазерным интерферометром при криогенных температурах. // В сб: Физика экстремальных состояний вещества, Черноголовка, с.55-58 (2001).

74. С.В. Разоренов. Определяющие факторы откольного разрушения твердых тел в плоских ударных волнах. // Диссертация на соискание ученой степени д.ф.-м.н. Черноголовка. (1998) 250 с.

75. А.А. Богач. Влияние температуры и полиморфных превращений на отколь-ное разрушение металлов. // Диссертация на соискание ученой степени к.ф.-м.н. Черноголовка. (2000) 156 с.

76. R.A. Graham, J.R. Asay. Measurement of wave profile in shock loaded solid // High Temperature High Pressure V10, p.355 (1978).

77. L.M. Barker and R.E.Hollenbach. Laser interferometer for measuring high velocities of any reflecting surface. // J. Appl. Phys. V43, №11, p.4669-4675 (1972).

78. Ю.И. Мещеряков, А.К. Диваков Интерференционный метод регистрации скоростной неоднородности частиц в упруго-пластических волнах нагрузки в "" твердых телах. Лен. фил. института маш. АН СССР. Препринт №25. (1989).

79. D.D. Bloomquist, S.A. Sheffield. Optically Recording Interferometer for Velocity Measurements with Subnanosecond Resolution/ // J.Appl.Phys. V54, № 4, p. 1717 (1983).

80. J.R. Asay, L.M. Barker. Interferometric measurement of shock-induced internal particle velocity and spatial variation of particle velocity. // J.Appl.Phys. V45, №6, p.2540-2546 (1974).

81. L.M. Barker, K.W. Schuler. Correction to velocity-per fringe relation for VISAR interferometer. // J.Appl.Phys. V45, №8, p.3692-3693 (1974).

82. П.С. Бушмелев, И.И. Ведерникова, O.H. Игнатова и др. Влияние высокоскоростного нагружения на микроструктуру и динамические свойства меди. // Сборник трудов конференции «IX Харитоновские тематические научные чтения» Саров. с.435-440 (2007).

83. В.А. Раевский, М.А. Подурец и др. Двойниковые структуры в меди после ударного и безударного высокоскоростного нагружения. // Сборник трудов конференции «IX Харитоновские тематические научные чтения» Саров. с.424-429 (2007).

84. R.W. Minich, J.U. Cazamias, M.Kumar, A.J. Schartz. Effect of Microstructural Length Scales on Spall Behavior of Copper. // Metallurgical and Material Transactions A V35, p.2663-2673 (2004).

85. М.А. Мейерс, Л.Е. Мурр. Ударные волны и явления высокоскоростной деформации металлов. (Пер с англ.) Металлургия, М. (1984) 512 с.

86. С. Райхарт, Дж. Пирсон. Поведение материалов при импульсных нагрузках.1. Ил., М. (1958) 296 с.

87. Сорокин В.М. Теоретическое и экспериментальное исследование напряженно-деформированного состояния металла при 1111Д. ГПИ.- Горький: Б.и. (1982). 86 с.

88. R.J. DeAngelis, J.B. Cohen. Defoliation Twinning. // J Metals V15, p.681-687 (1963).

89. С.И. Кишкина. Сопротивление разрушению алюминиевых сплавов. Металлургия, М. (1979) 280 с.

90. И.Н. Фридляндер. Алюминиевые деформируемые конструкционные сплавы. Металлургия, М. (1981) 280 с.

91. L.W. Meyer, M. Hockauf, L. Kruger, I. Schneider. Compressive behaviour of ul-trafme- grained AA6063T6 over a wide range of strain and strain rate. // International Journal of Material Research V98, №3, p. 1-9 (2007).

92. X. Chen, J.R. Asay, S.K. Dwivedi. Spall behavior of aluminum with varying microstructures. // Journal of Applied Physics №99, 023528 (1-13) (2006).

93. H. Huang, J.R. Asay. Compression strength measurements in aluminum for shock compression over the stress range of 4-22 GPa. // Journal of Applied Physics №98, 033524(1-15) (2005).

94. Л.Ф. Мондольфо. Структура и свойства алюминиевых сплавов. Металлургия, М. (1979) 640 с.

95. Под ред. А.Т. Туманова, Ф.И. Квасова, И.Н. Фридляндер. (Пер. с англ.). Алюминий. Металлургия, М. (1972) 664 с.

96. В.А. Огородников, Е.Ю. Боровкова, С.В. Ерунов. Прочность некоторых марок стали и армко-железа при ударно-волновом сжатии и разгрузке в области давлений 2-200 ГПа. // ФГВ Т40, №5, с. 109-117 (2004).

97. D.D. Koller, R.S. Hixson, G.T. Gray III, Р.А. Rigg, L.B. Addessio, E.K. Cerreta, J.D. Maestas, and C.A. Yablinsky. Influence of shock-wave profile shape on dynamically induced damage in high-purity copper. // J. Appl. Phys. №98. p.103518 (2005).

98. Г.И. Канель. О работе откольного разрушения // ФГВ Т4, с.84-88 (1982).

99. К. Baumung, G.I. Kanel, S.V. Razorenov, D. Rusch, J. Singer, and A.V. Utkin. Investigations of the dynamic strength variations in metals. // J. Phys. IV France V.7, p. c3-9 (1997).

100. В.Д. Глузман, Г.И. Канель, В.Ф. Лоскутов, В.Е. Фортов, И.Е. Хореев. Сопротивление и деформированию и разрушению стали 35X3HM в условиях ударного нагружения. // Проблемы прочности №8, с.52-57 (1985).

101. G.I. Kanel, S.V. Razorenov, A.A. Bogatch, A.V. Utkin, V.E. Fortov, and D.E. Grady. Spall Fracture Properties of Aluminum and Magnesium at High Temperatures. // J.Appl.Phys. V79, №11, p.8310-8317 (1996).

102. Г.И. Канель, С.В. Разоренов. Аномалии температурных зависимостей объемной и сдвиговой прочности монокристаллов алюминия в субмикросе-кундном диапазоне. // ФТТ Т43, №5, с.839-845 (2001).

103. Y. Wang, H. He, D. Chen, L. Wang and F. Jing. Dynamic yield and tensile strength of LY12 aluminum alloy at elevated temperatures. // J. Phys. IV France №134, p.983-987 (2006).

104. С.В. Разоренов, Г.И. Канель, B.E. Фортов. Субмикросекундная прочность алюминия и сплава АМгбМ при нормальной и повышенных температурах. // ФММ Т95, №1, с.91-96 (2003).

105. M.W. Guinan and D.J. Steinberg. Pressure and temperature derivatives of the isotropic polycrystalline shear modulus for 65 elements. // J. Phys. Chem. Solids №35, p.1501-1512 (1974).

106. G.I. Kanel, S.V. Razorenov, K. Baumung, and J. Singer. Dynamic yield and tensile strength of aluminum single crystals at temperatures up to the melting point. // J. Appl. Phys. V90, №1, p.136-143 (2001).

107. R.G. McQueen, S.P. Marsh, J.W. Taylor, J.N. Fritz, W.J. Carter. The equation of state of solids from shock wave studies. // In: High Velocity Impact Phenomena / Ed. R.Kinslow. New-York: Academic Press, p.293-417. Appendix p.530 (1970).

108. И.И. Корнилов, O.K. Белоусов, E.B. Качур. Никилид титана и другие сплавы с эффектом «памяти». Наука, М. (1977) 180 с.

109. В.Г. Путин, В.В. Кондратьев, В.Н. Хачин. Предмартенситные явления и мартенситные превращения. Екатеринбург: УрО. (1998) 368 с.

110. В.Г. Путин, С.Д. Прокошин, Р.З. Валиев и др. Сплавы никилида титана с памятью формы. 4.1. Структура, фазовые превращения и свойства. Екатеринбург: УрО РАН. (2006) 438 с.

111. В.А. Лихачев Эффект памяти формы. Проблемы и перспективы. // Известия ВУЗ. Физика. №5, с.21-39 (1985).

112. С.Г. Федотов, Л.А. Матлахова, Ю.К. Ковнеристый, Н.Ф. Жебынева. Структурные изменения в сплаве TiNi с Эффектом памяти формы при деформации. // ФММ Т65, №3, с.564-568 (1988).

113. С.Ф. Дубинин, С.Г. Теплоухов, В.Д. Пархоменко, И.В. Сагарадзе. Влияние пластической деформации на мартенситные превращения. // ФММ Т86, №5, с.156-159 (1988).

114. В.А. Лихачев. Эффект памяти формы. // Соросовский образовательный журнал. Физика №3, с.107-114 (1997).

115. Отчет по договору №055/06. Руководитель: И.В. Раточка, О.А. Кашин. Разработка технологии получения наноструктурного сплава с памятью формы на основе никилида титана и аттестация его структуры и микротвердости. (2005) 30 с.

116. Отчет по договору №068/06. Руководитель: И.В. Раточка, О.А. Кашин. Электронно-микроскопическая аттестация структуры ультрамелкозернистого никилида титана. (2006) 25 с.

117. К. Ogawa. Characteristics of shape memory alloy at high strain rate. // Journal de Physique V49 (Supp. aun9), Col.C3, p.l 15-120 (1988).

118. S. Belyaev, A. Petrov, A.Razov, A. Volkov. Mechanical properties of titanium nickelide at high strain rate loading. // Material Science and Engineering A 378, p. 122-124 (2004).

119. S. Nemat-Nasser, J.-Y. Choi, W.-G. Guo, J.B. Isaacs. Very high strain-rate response of a NiTi shape-memory alloy. // Mechanics of Materials №37, p.287-298 (2005).

120. R.R. Adharapurapu, F. Jiang, K.S. Vecchio, G.T. Gray III. Response of NiTi shape memory alloy at high strain rate: A systematic investigation of temperature effect on tension compression asymmetry. // Acta Materialia №54, p.4609-4620 (2006).

121. J.C. Escobar, R.J. Clifton and S.-Y. Yang. Stress-wave-induced martensitic phase transformation in NiTi. // Shock Compression of Condensed Matter. 1999 edited by M.D. Furnish, L.C. Chhabildas, R.S. Hixson. p.267-270 (1999).

122. R. Hackenberg, D. Swift, N.Bourne. Dynamic properties of nickel-titanum alloys. // APS Shock Compression of Condensed Matter. 2003 edited by M.D. Furnish, Y.M. Gupta, J.W. Forbes p.561-564 (2003).

123. W.W. Chen, Q. Wu, J.H. Kang, N.A. Winfree. Compressive superelastic behavior of a NiTi shape memory alloy at strain rate of 0.001 740 s-1. // International Journal of Solids and Structures №338, p.8989-8998 (2001).

124. D.C. Lagoudas, K. Ravi-Chander, K. Sarh, P. Popov. // Mechanics of Materials №35, p.689-716 (2003).

125. K.L. Hg, Q.P. Sun. Stress induced phase transformation and detwinning in NiTi polycrystalline shape memory alloy tubes. // Mechanics of Materials №38, p.41-56 (2006).

126. A.M. Thakur, N.N. Thadhani, R.B. Schwarz. Martensitic transformation in NiTi alloys induced by tensile stress pulses. // Shock Compression of Condensed Matter. edited by S.C. Schmidt, J.N. Johnson, L.W. Davison, p.139-142 (1989).

127. V.S. Joshi and M.A. Imam. Dynamic characterization of shape memory titanium alloys. // APS Shock Compression of Condensed Matter, edited by M.D. Furnish. p.267-270 (2003).

128. N.N. Popov, A.M. Panchenko and I.V. Kostylev. Influence of high intensive dynamic stain on the change of titanium nickelide acousto-elastic properties during phase transitions. // J.Phys. IV France VI12, p.785-788 (2003).

129. M. Fukuhara, M. Yagi, A. Matsuo. Temperature dependence of elastic parameters and internai friction for TiNi alloy. // Physical Review B V65, p.224210(l-7) (2002).

130. Ю.Н. Вьюненко, Б.С. Крылов, В.А. Лихачев, Ю.И. Мещеряков, А.И. Недбай. Исследование внутреннего трения в никилиде титана. // ФММ Т49, №5, с.1032-1038 (1980).

131. С.Д. Васильков, Н.А. Саргаева. "Особенности распространения акустических волн в сплаве Ti-Ni." // Сборник трудов VII Всероссийская научная конференция студентов-радиофизиков. СПбГУ, с.32-34 (2003).

132. Н.А. Саргаева. Акустические исследования мартенситных превращений в сплаве Ti-Ni. // Магистерская работа. СПбГУ (2004) 45 с.

133. I. Karaman, G.G. Yapici, Y.I. Chumlyakov, I.V. Kireeva. Deformation twinning in difficult-to-work alloys during several plastic deformation. // Material Science and Engineering A 410-411, p.243-247 (2005).

134. V.G. Pushin, V.V. Stolyarov, R.Z. Valiev, T.C. Lowe, Y.T. Zhu. Nanostructured TiNi-based shape memory alloys processed by severe plastic deformation. // Material Science and Engineering A 410-411, p.386-389 (2005).

135. T. Waitz, V. Kazykhanov, H.P. Karnthaler. Martensitic phase transformations in nanocrystalline NiTi studied by ТЕМ. // Acta Materialia №52, p. 137-147 (2004).

136. В.Э. Гюнтер, B.B. Овчаренко, A.A. Клопотов. Влияние размерного фактора на мартенситные превращения и эффекты памяти формы в сплавах на основе TiNi. // Письма в ЖТФ Т26, №5, с.7-10 (2000).

137. С.П. Беляев, А.Е. Волков, М.Е. Евард, М.Л. Лескина. Влияние знакопеременного пластического деформирования на эффекты памяти формы в никилиде титана. // Письма в ЖТФ ТЗ1, №13, с.89-94 (2005).

138. С.Ф. Дубинин, С.Г. Теплоухов, В.Д. Пархоменко, И.В. Сагарадзе. Влияние пластической деформации на мартенситные превращения Ti50Ni47Fe3. // ФММ Т86, №2, с. 156-159 (1998).

139. В.Э. Гюнтер, В.Н. Хачин, В.П. Сивоха, Е.Ф. Дударев. Пластичность никили-да титана. // ФММ Т74, №4, с.893-896 (1978).

140. К. Ооцука, К. Симидзу, Ю. Судзуки и др. Сплавы с эффектом памяти формы. / Под ред. Фунукубо X. (Пер. с японск). Металлургия, М. (1990) 224 с.