The Experimental study of plastic strain localization in the AMg6 alloy under various types of dynamic loads

Abstract


This study is concerned with substantiation of one of the mechanisms of plastic strain localization under high rate loading associated with discontinuous processes in the defect structure of materials. To this end, a series of experiments were carried out to study the localization of plastic strain in specimens of the AMg6 alloy subject to high rate loads on a split Hopkinson-Kolsky bar and during target perforation tests. The temperature fields generated during the plastic deformation tests aimed to identify the characteristic stages of strain localization were investigated "in-situ" using a high-speed infrared camera CEDIP Silver 450M. The values of temperatures in the strain localization zone indicate that in the AMg6 alloy subject to dynamic loads the mechanism of strain localization caused by thermoplastic instability is not realized. After testing of specially-shaped specimens, their surface relief was explored using an optical interferometer-profilometer NewView-5010 with a subsequent processing of the obtained 3D data of the deformation relief and computation of the scale invariant (Hurst exponent) and the spatial scale of the region displaying a correlated behavior of mesodefects. The results of experimental studies on dynamic loading with a subsequent investigation of the temperature fields, the study of the surface relief of deformed specimens suggest that one of the mechanisms of plastic strain localization in the AMg6 alloy under the realized loading conditions is caused by jump processes in the defect structure of the material.

Full Text

Введение Явление локализации пластической деформации, т.е. возникновение больших градиентов пластической деформации в малых областях, представляет серьезный теоретический и практический интерес. Локализация пластической деформации металлов при динамическом нагружении является сложным процессом, зависящим от скорости и величины деформации, температуры, а также эволюции структуры материала. На сегодняшний день существует две наиболее распространённые точки зрения о механизмах локализации деформации: термопластическая неустойчивость и механизмы, связанные с эволюцией структуры. Учет механизмов термопластической неустойчивости [1-12] позволил предсказать инициирование полос сдвига, их толщины и расстояние между ними при множественном возникновении полос локализации. В [13, 14] показано, что поведение материала на динамических нагрузках связано с состоянием микроструктуры (размер зерен, распределение их ориентации, плотность дислокаций, дислокационных субструктур и т.д.). В работах [15, 16] механизм формирования полос пластического течения при высоких скоростях деформирования связывается с процессами в микроструктуре материала. В работах [17-19] показано, что динамическое разрушение при сдвиге кристаллических твердых тел может быть связано со структурными переходами (динамическая рекристаллизация). Процесс формирования полос локализованного сдвига с учетом развития их пространственной самоорганизации, скорости роста, характерных времен взаимодействия между полосами был проанализирован в [20-28]. Возникновение полос сдвига традиционно связывается с наличием максимума на кривой растяжения. Этот максимум обусловлен конкуренцией между стабилизирующим влиянием упрочнения за счет деформации, а также дестабилизирующим влиянием термического разупрочнения [6, 7, 9, 20, 21, 29]. В ряде работ для исследования эволюции полос локализованного сдвига и определения расстояний между ними использовались известные феноменологические модели: степенной закон [30], модель Джонсона-Кука [31], в [32] используется MTS- модель [33]. Настоящее экспериментальное и теоретическое исследование посвящено обоснованию установленного в работах [34,35] механизма локализации пластической деформации при динамическом нагружении материалов, обусловленному коллективным многомасштабным поведением типичных мезоскопических дефектов (микросдвигов). 1. Экспериментальные исследования Проведено теоретическое и экспериментальное изучение механизмов локализации пластической деформации при динамическом нагружении на разрезном стержне Гопкинсона-Кольского образцов из алюминиевого сплава АМг6, проявляющего «склонность» к неустойчивости пластического течения. Для изучения процессов локализации пластической деформации в режиме, близком к чистому сдвигу при динамическом нагружении на стержне Гопкисона-Кольского, были разработаны и запатентованы образцы специальной формы и оснастка, обеспечивающие реализацию плоского деформированного состояния [36], и образцы для исследования локализации пластического сдвига при динамическом кручении [37]. Полученные распределения температурных полей на боковой поверхности образца в режиме реального времени позволяют судить о развитии процесса локализации пластической деформации. Термодинамика процесса деформирования с целью идентификации характерных стадий локализации деформации и развития разрушения локализованным сдвигом исследовалась in situ регистрацией температурных полей с использованием высокоскоростной инфракрасной камеры CEDIP Silver 450M. Основные технические характеристики камеры: чувствительность не менее 25 мK при 300 K, спектральный диапазон 3-5 мкм, максимальный размер кадра 320×240 точек [38]. Разрешение записи по координате («размер пиксела») ~ 0,2 мм, разрешение по времени ~ 0,25 мс. В работе [39] было показано, что при исследуемых скоростях деформации (~103 с-1) и выше характерные времена теплопроводности для сплава АМг6 существенно больше характерных времен процесса деформирования, поэтому, исследуя температурные поля в режиме реального времени, можно делать выводы о распределении температур и пластических деформаций. Образцы, схемы экспериментов и результаты приведены на рис. 1 и 2. Получены поля температур in situ в процессе деформирования. На рис. 1, а, в и 2, а, г показаны графики зависимости температуры от координат в выбранные моменты времени и инфракрасные образы образцов из материала AМг6 в процессе испытаний. а б в г Рис. 1. Зависимость температуры вдоль показанной координаты в выбранный момент времени. Максимальная температура ~100 °С (а); образец для испытаний в условиях, близких к чистому сдвигу (П-образный) (б); схема установки образца между стержнями Гопкинсона-Кольского: 1 - входной стержень; 2 - рамка; 3 - образец (заштрихованные области находятся в состоянии, близком к чистому сдвигу); 4 - выходной стержень (в); изображения образца из сплава АМг6 при испытаниях в условиях, близких к чистому сдвигу в инфракрасных лучах в процессе эксперимента (г) Fig. 1 Temperature variation along the indicated coordinate at the specified moment. Maximum temperature ~100 °C (a). The test specimen under loading conditions close to pure shear (U-shaped) (b). The schematic representation of the specimen fixing between the Hopkinson- Kolsky bars: 1 - input bars, 2 - the frame, 3 - the specimen with shaded areas are in the state close to pure shear, 4 - output bars (c). Infrared image of the specimen made of AMg6 alloy subject to tests under conditions close to pure shear (d) а б в г Рис. 2. Зависимость температуры вдоль показанной координаты в выбранный момент времени. Максимальная температура ~45 °С (а); образец и оснастка для испытаний на динамическое кручение (б); образец и оснастка, установленные между стержнями Гопкинсона - Кольского (в); изображения образца из сплава АМг6 при испытаниях на динамическое кручение в инфракрасных лучах в процессе эксперимента (г) Fig. 2. An infrared image of the specimen made of AMg6 alloy in dynamic torsion tests and temperature variation along the indicated coordinate at the specified moment. Maximum temperature ~ 45 °C (a). The specimen and tooling for dynamic torsion tests (b). The specimen and tooling installed between the Hopkinson-Kolsky bars (c). Infrared image of the specimen made of AMg6 alloy in dynamic torsion tests (d) Температура в области локализации пластической деформации не превышает ~100 °С. Это позволяет сделать вывод о том, что температурное разупрочнение не играет решающей роли в механизме локализованного сдвига в данных условиях нагружения. При высокоскоростном взаимодействии ударника с мишенью реализуется разрушение в виде формирования и выноса пробки. Для исследования распределения пластических деформаций на тыльной поверхности мишени в процессе формирования и выноса пробки использовалась инфракрасная камера CEDIP Silver 450 M. На рис. 3 график зависимости температуры от координаты в выбранные моменты времени, инфракрасный образ отверстия после пробивания образцов из материала AМг6, схема эксперимента, пробитая мишень, выбитая пробка и деформированный ударник. Температурное поле в образце показано в момент достижения максимума температур в процессе испытания. Погрешность измерения температуры ~ 10 %. Исследования процесса высокоскоростного нагружения с помощью инфракрасной камеры в режиме реального времени указывают на то, что для сплава АМг6 при исследованных условиях нагружения отсутствуют условия реализации механизма термопластической неустойчивости. а б в г Рис. 3. График зависимости температуры от координаты в выбранные моменты времени (а); инфракрасный образ отверстия после пробивания образцов из материала AМг6 (б); схема эксперимента: 1 - образец, 2 - зеркало, 3 - инфракрасная камера (в); пробитая мишень, выбитая пробка и деформированный ударник (г); скорость налетания ударника на преграду 368 м/с; максимальная температура ~ 300 °С Fig. 3. The plot of temperature versus coordinate at the specified moment (a), the infrared image of the hole after perforation of the specimen made of AMg6 (b) experimental scheme, 1 - the specimen, 2 - the mirror, 3 - the infrared camera (c); the perforated target, the ejected plug and deformed striker (d); the speed of hitting the target with a striker is 368 m/s. Maximum temperature ~300 °C 2. Структурный анализ Соответствие теоретических предположений о ведущей роли многомасштабных механизмов структурной релаксации, обусловленных коллективным поведением ансамблей дефектов, развитием локализации пластического течения и разрушения, исследовалось методами структурного анализа морфологии поверхностного рельефа с использованием оптического интерферометра-профилометра NewView-5010 для последующего вычисления масштабного инварианта (показателя Хёрста) и пространственного масштаба области, на которой наблюдается коррелированное поведение микросдвигов. Определение показателя Хёрста деформационных дефектных структур может дать физическое объяснение универсальности критических явлений применительно к сценариям разрушения различных классов материалов и роли состояния структуры (в том числе формируемой динамическими воздействиями) на «пороговые» характеристики перехода пластически деформированного материала к разрушению. Поверхностный рельеф в области максимальных сдвиговых деформаций деформированных образцов (рис. 4) регистрировался с помощью интерферометра-профилометра высокого разрешения New View (при увеличении ×500) и затем анализировался методами фрактального анализа для определения условий коррелированного поведения многомасштабных дефектных структур. 12 одномерных «срезов» анализировались в пределах каждого «окна» размером 284×213 мкм, обеспечивая представительность данных о структуре рельефа, индуцированного дефектами, с вертикальным разрешением ~0,1 нм и горизонтальным ~ 0,44 мкм. а б Рис. 4. Поверхность образца №6 после динамического нагружения: а - оптическое изображение; б - 3D-изображение Fig. 4. The surface of Specimen 6 after dynamic loading: a - an optical image, b - 3D image По одномерным профилям рельефа поверхности разрушения (рис. 5) вычислялась функция K(r) по формуле [39-41] где K(r) представляет собой усредненную разность значений высот рельефа поверхности z(x+r) и z(x) на окне размером r; H - показатель Хёрста . Представление функции K(r) в логарифмических координатах позволяет провести оценку показателя структурного скейлинга H (показателя Хёрста) как пространственного инварианта, определяемого постоянством наклона зависимости lnK(r) от ln(r). Сравнительный анализ масштабно-инвариантых характеристик динамически нагруженных образцов из сплава АМг6 позволил установить значительное увеличение показателя Хёрста H~0,6 в широком диапазоне пространственных масштабов (2,7-103,7 мкм) в отличие от недеформированных образцов (H~0,5 в диапазоне пространственных масштабов (2,9-42,2 мкм). Более содержательные результаты могут быть связаны с изменением как нижнего масштаба, так и верхнего масштаба, что отражает более выраженные черты локализации деформации. Сами значения пространственных масштабов могут быть использованы для прогнозирования кинетики распространения трещин при высокоскоростном нагружении. Расстояние, мкм а б Рис. 5. Характерный одномерный профиль (а); вид зависимости log2K(r) от log2(r) для поверхности образца № 6 после деформирования (б) Fig. 5. Typical forms of: a - the one-dimensional profile; b - the dependence of log2K(r) on log2(r) for the surface of Specimen 6 after deformation Выводы Величины температурных полей, полученные при высокоскоростном деформировании образцов из сплава АМг6 на стержне Гопкинсона-Кольского и при пробивании преград с использованием инфракрасной термографии, исследование рельефа поверхности деформированных образцов с помощью оптического интерферометра-профилометра NewView-5010 с последующей обработкой 3D-данных деформационного рельефа, приведенные в данной статье, а также результаты численного моделирования, проведенного с учетом особенностей кинетики накопления мезодефектов в материале, изложенные в статьях [38,39] позволяют предполагать, что при реализованных условиях нагружения для сплава АМг6 один из механизмов локализации пластической деформации при высокоскоростном нагружении обусловлен скачкообразными процессами в дефектной структуре материала.

About the authors

M. A Sokovikov

Institute of Continuous Media Mechanics

V. A Oborin

Institute of Continuous Media Mechanics

V. V Chudinov

Institute of Continuous Media Mechanics

S. V Uvarov

Institute of Continuous Media Mechanics

O. B Naimark

Institute of Continuous Media Mechanics

References

  1. Grady D.E., Kipp M.E. The growth of unstable thermoplastic shear with application to steady-wave shock compression in solids // J. Mech. Phys. Solids. - 1987. - Vol. 35, no. 1. - P. 95-119. DOI.org/10.1016/0022-5096(87)90030-5
  2. Bai Y.L. Thermo-plastic instability in simple shear // J. Mech. Phys. Solids. - 1982. - Vol. 30, no. 4. - P. 195-207. DOI.org/10.1016/0022-5096(82)90029-1
  3. On critical conditions for shear band formation at high strain rates / Clifton R.J., Duffy J., Hartley K.A., Shawki T.G. // Scripta Metall. - 1984. - Vol. 18, no. 5. - P. 443-448. DOI.org/10.1016/0036-9748(84)90418-6
  4. Molinari A. Instabilité thermoviscoplastique en cisaillement simple // J. Mec. Theor. Appl. - 1985. - Vol. 4, no. 5. - P. 659-684.
  5. Molinari A. Shear band analysis // Solid State Phenom. - 1988. - Vol. 3-4. - P. 447-467.
  6. Molinari A. Collective behavior and spacing of adiabatic shear bands // J. Mech. Phys. Solids. - 1997. - Vol. 45, no. 9. - P. 1551-1575. doi: 10.1016/S0022-5096(97)00012-4
  7. Molinari A., Clifton R. Localisation de la déformation viscoplastique en cisaillement simple, résultats exacts en théorie non-linéaire // C. R. Acad. Sci. - 1983. - Vol. 2, no. 296. - P. 1-4.
  8. Wright T.W. Shear band susceptibility: work hardening materials // Int. J. Plast. - 1992. - Vol. 8. - P. 583-602. DOI.org/10.1016/0749-6419(92)90032-8
  9. Wright T.W., Ockendon H. A scaling law for the effect of inertia on the formation of adiabatic shear bands // Int. J. Plast. - 1996. - Vol. 12, no. 7. - P. 927-934. DOI.org/10.1016/S0749-6419(96)00034-4
  10. Wright T.W., Walter J.W. On stress collapse in adiabatic shear bands // J. Mech. Phys. Solids. - 1987. - Vol. 35, no. 6. - P. 701-720. DOI.org/10.1016/0022-5096(87)90051-2
  11. Zhou F., Wright T.W., Ramesh K.T. 2006. The formation of multiple adiabatic shear bands // J. Mech. Phys. Solids. - 2006. - Vol. 54, no. 7. - P. 1376-1400. doi: 10.1016/j.jmps.2006.01.006
  12. Yang Y., Zeng Y., Gao Z.W. Numerical and experimental studies of self-organization of shear bands in 7075 aluminium alloy // Mater. Sci. Eng. - 2008. - Vol. A 496. - P. 291-302.
  13. McDowell D.L. A perspective on trends in multiscale plasticity// Int. J. Plast. - 2010. - Vol. 26, no. 9. - P. 1280-1309. DOI.org/10.1016/j.ijplas.2010.02.008
  14. Austin R.A., McDowell D.L. A dislocation-based constitutive model for viscoplastic deformation of fcc metals at very high strain rates // Int. J. Plast. - 2011. - Vol. 27. - P. 1-24. doi: 10.1016/j.ijplas.2010.03.002
  15. An experimental and numerical study of the localization behavior of tantalum and stainless steel / C. Bronkhorst, E. Cerreta, Q. Xue, P. Maudlin, T., III, G.G. Mason // Int. J. Plast. - 2006. - Vol. 22, no. 7. - P. 1304-1335.
  16. The in uence of microstructure on the mechanical response of copper in shear / E. Cerreta, I. Frank, G. Gray, C. Trujillo, D. Korzekwa, L. Dougherty // Mater. Sci. Eng. - 2009. - Vol. A 501, no. 1-2. - P. 207-219.
  17. Rittel D., Wang Z., Merzer M. Adiabatic shear failure and dynamic stored energy of cold work // Phys. Rev. Lett. - 2006. - Vol. 96. - P. 075502. doi: 10.1103/PhysRevLett.96.075502
  18. Rittel D. A different viewpoint on adiabatic shear localization // J. Phys. D: Appl. Phys. - 2009. - Vol. 42. - P. 214009. doi: 10.1088/0022-3727/42/21/214009
  19. On the dynamic character of localized failure / S. Osovski, Y. Nahmany, D. Ritte, P. Landau, A. Venkert // Scripta Materialia. - 2012. - Vol. 67, no. 7-8. - P. 693-695. DOI.org/10.1016/j.scriptamat.2012.07.001
  20. Grady D.E. Properties of an adiabatic shear-band process zone // J. Mech. Phys. Solids. -1992. - Vol. 40, no. 6. - P. 1197- 1215. DOI.org/10.1016/0022-5096(92)90012-Q
  21. Grady D.E., Kipp M.E. The growth of unstable thermoplastic shear with application to steady-wave shock compression in solids // J. Mech. Phys. Solids. - 1987. - Vol. 35, no. 1. - P. 95-119. DOI.org/10.1016/0022-5096(87)90030-5
  22. Nesterenko V.F., Meyers M.A., Wright T.W. Self-organization in the initiation of adiabatic shear bands // Acta Mater. - 1998. - Vol. 46, no. 1. - P. 327-340. DOI.org/10.1016/S1359-6454(97)00151-1
  23. Nesterenko V.F., Xue Q., Meyers M.A. Self-organization of shear bands in Ti, Ti-6Al-4V, and 304 stainless steel // J. Phys. IV 10 (Pr9). - 2000. - P. 269-274. doi: 10.1016/j.msea.2004.05.069
  24. Xue Q., Meyers M.A., Nesterenko V.F. 2002. Self-organization of shear bands in titanium and Ti-6Al-4V alloy // Acta Mater. - 2002. - Vol. 50, no. 3. - P. 575-596. doi: 10.1016/S1359-6454(01)00356-1
  25. Marchand A., Duffy J. An experimental study of the formation process of adiabatic shear bands in a structural steel // J. Mech. Phys. Solids. - 1988. - Vol. 36, no. 3. - P. 251-283. DOI.org/10.1016/0022-5096(88)90012-9
  26. Giovanola J.H. Adiabatic shear banding under pure shear loading. Part I: direct observation of strain localization and energy dissipation measurements // Mech. Mater. - 1988. - Vol. 7, no. 1. - P. 59-71. DOI.org/10.1016/0167-6636(88)90006-3
  27. Yang Y., Zeng Y., Gao Z.W. Numerical and experimental studies of self-organization of shear bands in 7075 aluminium alloy // Mater. Sci. Eng. - 2008. - Vol. A 496. - P. 291-302. doi: 10.1016/j.msea.2008.07.043
  28. Effect of orientation on self-organization of shear bands in 7075 aluminum alloy / Y. Yang, H.G. Zheng, Z.J. Shi, Q.M. Zhang // Mater. Sci. Eng. - 2011. - Vol. A 528. - P. 2446-2453. doi: 10.1016/j.msea.2010.12.050
  29. Mott N., Jones H. The theory of the properties of metals and alloys. Dover books on physics. - Dover Publications, 1958. - 326 p.
  30. Batra R.C., Chen L. Effect of viscoplastic relations on the instability strain, shear band initiation strain, the strain corresponding to the minimum shear band spacing, and the band width in a thermoviscoplastic material // Int. J. Plast. - 2001. - Vol. 17. - P. 1465-1489. doi: 10.1016/S0749-6419(01)00004-3
  31. Johnson G.R., Cook W.H. A constitutive model and data for metals subjected to large strains, high strain rates and high temperatures // Proceedings of 7th International Symposium on Ballistics. The Hague, Netherlands. 19-21 April 1983. - P. 541-547.
  32. Daridon L., Oussouaddi O., Ahzi S. In uence of the material constitutive models on the adiabatic shear band spacing: MTS, Power Law and Johnson-Cook models // Int. J. Solids Struct. - 2004. - Vol. 41. - P. 3109-3124. doi: 10.1016/j.ijsolstr.2004.01.008
  33. Follansbee P.S., Kocks U.F. A constitutive description of the deformation of copper based on the use of the mechanical threshold stress as an internal state variable // Acta Metall. - 1988 - Vol. 36, no. 1. - P. 81-93. DOI.org/10.1016/0001-6160(88)90030-2.
  34. Наймарк О.Б. Коллективные свойства ансамблей дефектов и некоторые нелинейные проблемы пластичности и разрушения // Физическая мезомеханика. - 2003. - Т. 6, № 4. - C. 45-72.
  35. Naimark O.B. Defect induced transitions as mechanisms of plasticity and failure in multifield continua // Advances in Multifield Theories of Continua with Substructure, Ed. G. Capriz and P. Mariano. - Birkhäuser, Boston, 2004. - P. 75-114.
  36. Образец для испытания на сдвиг (варианты) и способ испытаний его: пат. 2482463 Рос. Федерация / Наймарк О.Б., Баяндин Ю.В., Соковиков М.А., Плехов О.А., Уваров С.В., Банников М.В., Чудинов В.В. - № 2011114711/28; заявл. 14.04.2011; опубл. 20.05.2013. - Бюл. № 14.
  37. Устройство для испытания материала на сдвиг и кручение при скорости деформации 10^2-10^5 с-1 и способ определения зависимости максимального касательного напряжения от деформации сдвига в образце материала в виде сплошного цилиндрического стержня и способ определения зависимости напряжения от деформации сдвига в образце материала в виде тонкостенной цилиндрической трубы с использованием этого устройства: пат. 2584344 Рос. Федерация / Наймарк О.Б., Соковиков М.А., Плехов О.А., Уваров С.В., Чудинов В.В., Билалов Д.А., Оборин В.А. № 2014146367/28; заявл. 18.11.2014; опубл. 20.05.2016. - Бюл. № 14.
  38. Structural mechanisms of formation of adiabatic shear bands / M. Sokovikov, D. Bilalov, V. Oborin, V. Chudinov, S. Uvarov, Y. Bayandin, O. Naimark // Frattura ed Integrità Strutturale. - 2016. - Vol. 10, no. 38. - P. 296-304. doi: 10.3221/IGF-ESIS.38.40
  39. Численное моделирование и экспериментальное исследование локализации пластической деформации при динамическом нагружении образцов в условиях близких к чистому сдвигу / Д.А. Билалов, М.А. Соковиков, В.В. Чудинов, В.А. Оборин, Ю.В. Баяндин, А.И. Терехина, О.Б. Наймарк // Вычислительная механика сплошных сред. - 2017. - Т. 10, № 1. - С. 103-112. doi: 10.7242/1999-6691/2017.10.1.9
  40. Bouchaud E. Scaling properties of cracks // J. Phys. Condens. Matter. - 1997. - Vol. 9, no. 21. - P. 4319-4344. doi: 10.1088/0953-8984/9/21/002
  41. Multiscale study of fracture in aluminum-magnesium alloy under fatigue and dynamic loading / V.A. Oborin, M.A. Bannikov, O.B. Naimark, M.A. Sokovikov, D.A. Bilalov // Frattura ed Integrità Strutturale. - 2015. - Vol. 34. - P. 479-483. doi: 10.3221/IGF-ESIS.34.47

Statistics

Views

Abstract - 51

PDF (Russian) - 47

Cited-By


PlumX


Copyright (c) 2021 Sokovikov M.A., Oborin V.A., Chudinov V.V., Uvarov S.V., Naimark O.B.

Creative Commons License
This work is licensed under a Creative Commons Attribution-NonCommercial 4.0 International License.

This website uses cookies

You consent to our cookies if you continue to use our website.

About Cookies