Исследование стадийности деформации и разрушения и эволюции дефектной структуры при квазистатическом одноосном растяжении образцов конструкционных поликристаллических материалов, страница 22

на основе оценки полей векторов смещений можно сделать вывод о том, что на стадии II в наблюдаемой области не происходит образования рельефа, и видимых полос локализованной деформации (рис. 5.2.6, а). На стадии III формирование рельефа характерно для узкой области в вершине надреза (рис. 5.2.6, б) На карте полей векторов смещений наблюдаются лишь небольшие сдвиговые смещения с правой и с левой сторон от надреза, отражающие локальный изгиб образца в области надреза. При дальнейшем нагружении выраженный деформационный рельеф образуется в вершине надреза, а также наблюдается формирование пары мезополос локализованной деформации, берущих начало у вершины надреза, которое также имеет несимметричный вид, вследствие действия, видимо, нескомпенсированных поворотных моментов. На полях векторов смещений также выявляется формирование мезополос по обе стороны от надреза (рис. 5.2.6, е). Вблизи надреза можно наблюдать вихревой характер деформирования материала, который проявляется в виде формирования небольших по размеру областей, вектора смещений в пределах которых имеет одинаковое направление.

Фактически, картина, предшествующая разрушению образца имеет слаборазвитый рельеф, что говорит о высокой степени локализации деформации и концентрации напряжений. Также можно говорить о малой релаксационной способности материала, что подтверждается крайне низким удлинением до разрушения, что в условиях локализации деформации приобретает крайне выраженный вид.

5.2.4. Образцы титанового сплава ВТ20. Введение концентратора в виде V-образного надреза в образец титанового сплава ВТ20 еще больше сокращает его пластичность (d»0,2%) в сравнении с образцом сплава ОТ4 (d»0,7%). Начало стадии IV пластической деформации соответствует ε = 0,15 %, что несколько меньше, чем в сплаве ОТ4 (рис. 5.2.7, а).

Длительность стадии IV макролокализации деформации, сопровождающаяся спадом кривой течения, составляет ε =0,05 % и изменяется в пределах ε ≈ 0,15÷0,2 %. Вообще говоря, с увеличением прочности титановых сплавов, которая определяется как влиянием легирующих добавок, примесей, так и режимами термической обработки и размером зерна, резко увеличивается чувствительность к надрезам и разного рода концентраторам напряжений. Сокращение пластичности сказывается на изменении интегральной интенсивности деформации сдвига. Большую часть стадии II до ε = 0,12 % численное значение γ ≤ 2,0·10^-5 (рис. 5.2.7, б). В начале стадии III значение γ начинает возрастать и достигает γ = 1,5·10^-4. Макролокализация деформации на завершающей стадии III протекает, как обычно, с увеличением интенсивности деформации сдвига и, к моменту разрушения образца, становится равной γ = 7,5·10^-4. Значения γ не достигают уровня, зафиксированного при деформации сплава ОТ4. В то же время, характер изменения параметра γ схож.

Активность АЭ имеет нарастающий характер с самого начала деформации. Максимальная скорость роста активности АЭ достигается при деформации ε ≈ 0,09 % (t ≈ 800 с). В данный момент напряжения в сечении образца приближаются к максимальным. Разделение (идентификация источников) сигналов АЭ показало увеличение активности источников АЭ, идентифицируемых как микротрещины. Дальнейшее увеличение степени деформации сопровождается приблизительно равной активностью сигналов АЭ, отнесенных к дислокационному типу и микротрещинам. В тот же момент происходит увеличение активности сигналов АЭ, излучаемых при образовании двойников. Первые сигналы АЭ, излучаемые макротрещинами, появляются в середине стадии III (t ≈ 800 с) перед началом макролокализации деформации в образце, немного позднее сигналов, генерируемых двойниками. Их незначительная активность (dN/dt ≤ 0,2 с^-1) сохраняется до самого разрушения образца.