Организация пластической деформации монокристаллов ГЦК металлов и сплавов на разных масштабных уровнях

2
СОДЕРЖАНИЕ
стр.
Введение............................................................ 6
1. Фрагменшция сдвшовой деформации ГЦК монокристаллов с ори-ен гацией оси сжатия [001 ] ....................................... 16
1.1. Явление фрагментации сдвиговой деформации ГЦК монокри-с!аллов деформированных сжатием.............................. 17
1.2. Геометрия октаэдрического скольжения в ГЦК монокристаллах с ориентацией оси сжатия [001] и боковыми гранями {110}. Факторы, влияющие на неоднородность картины сдвига ................. 21
1.3. Образование первичных доменов сдвш овой деформации в П [К монокристаллах с ориентацией оси сжатия [001] и боковыми гранями {110}....................................................... 27
1.1.1. Общие черты картины сдвига на макроуровне............. 27
1.1.2. Закономерности формирования картины сдвига на гранях {110} в [001] монокристаллах алюминия .................. 29
1.4. Неоднородность пластической деформации монокристаллов алюминия с ориентацией оси сжатия [001] и боковыми гранями {110} ..................................................... 36
1.5. Эволюция сдвиговой деформации в монокристаллах алюминия с ориентацией оси сжатия [001] ........................ 48
1.6. Организация сдвиговой деформации в монокрисшлле никеля с ориентацией оси сжатия [001] и боковыми гранями {110} ....... 58
1.6.1. Эволюция макрополос деформации ....................... 58
1.6.2. Домены сдвиговой деформации .......................... 61
1.7. Фрагментация сдвиговой деформации в ГЦК монокристаллах с ориентацией оси сжатия [001] и боковыми гранями {100} ....... 67
1.7.1. Кристаллогеометрия октаэдрического сдвига в ГЦК моно-кристаллах с кубическими гранями ..........................
1.7.2. Фрагментация сдвиговой деформации в ГЦК монокри-
71
сталлах с кубическими гранями .............................
78
Заключение к главе 1 .......................................
3
2. Организация пластической деформации [110] ГЦК монокристаллов 79
2.1. Крис Iаллогеометрия октаэдрического сдвига в ГЦК монокри-
с галлах с ориентацией оси сжат ия [ 110]...................... 80
2.2. Макрофрагментация сдвиговой деформации в ГЦК монокристаллах с ориентацией оси сжатия [110] и гранями (Тю) и (001) 84
2.3. Макрофрагментация сдвига в [110] монокристаллах с боковыми гранями (П2) и (Ти)........................................... 91
2.4. Влияние ориентации боковых граней на организацию деформации .......................................................... 96
2.5. Эволюция фрагментации деформации............................. 99
Заключение к главе 2........................................ 109
3. Особенности пространственной организации деформации [Т11] П [К монокристаллов................................................. 110
3.1. Крист аллогеометрия октаэдрического сдвига в ГЦК монокри-
с I аллах с ориентацией оси сжатия [111] ................... 111
3.2. Деформационный макрорельеф монокристаллов алюминия и
его детали .................................................... 112
3.3. Тонкая структура картины деформационного рельефа [Т11] монокристаллов алюминия ....................................... 120
3.4. Эволюция картины деформационного рельефа в ГЦК металлах 124
3.5. Образование макрополос деформации и складок в ГЦК металлах с разной величиной энергии дефекта упаковки.............. 133
Заключение к главе 3 ....................................... 136
4. Факюры, влияющие на макрофрагментацию и локализацию деформации ...................................................... 138
4.1. Влияние отклонения оси сжатия от высокосимметричных ориентировок на картину деформационного рельефа................. 139
4.2. Локализация и первичная фрагмешация деформации в ГЦК мо-нокрис галлах с ориентацией оси сжатия [1.8.12].............. 144
4.3. Влияние изменения схемы главных напряжений на картину деформационного рельефа ........................................
4
4.4. Влияние формы образца на фрагментацию сдвиговой деформации ......................................................... 151
4.5. Фрагментация сдвиговой деформации в ГЦК монокристаллах разной высоты ............................................... 157
4.5.1. Кристаллогеометрический анализ фрагментации сдвиговой деформации П1К монокрис галлов разной высоты ...... 157
4.5.2. Влияние соошошения высоты образца к его ширине на картину деформационного рельефа ....................... 161
4.6. Влияние размерных факторов на кривые деформации ............ 166
4.7. Влияние поверхности на деформацию кристаллических твердых
юл ............................................................ 172
Заключение к главе 4 .......................................... 191
5. Характерные элементы деформационного рельефа ГЦК монокристаллов и их эволюция........................................... 193
5.1. Классификация элементов деформационного рельефа ......... 193
5.2. Макропачка следов сдвига ................................... 201
5.2.1. Закономерности развития макроначки следов сдвига 201
5.2.2. Согласованность сдвига в соседних плоскостях скольжения ................................................... 203
5.3. 'Гонкая картина сдвига в домене деформации ................. 219
5.4. Зоны сдвига ................................................ 222
5.5. Макрополосы деформации ..................................... 228
5.6. Факторы, способствующие образованию макрополос деформации и ротационной пластичности. Связь с кривыми деформации 234
Заключение к главе 5 .......................................... 242
6. Организация дислокационного ансамбля............................ 245
6.1. Классификация и последовательность превращений дислокационных субструктур .................................. 246
6.2.Факторы, влияющие на организацию дислокационной структуры 253
6.3. Организация ячеистой дислокационной субструктуры............ 260
6.3.1. Характеристики ячеистой дислокационной субструктуры
и проблемы её совершенства .................................. 261
5
6.3.2. Влияние деформации на эволюцию ячеисюй дислокационной субструктуры .............................. 264
6.3.3. Взаимосвязь параметров ячеистой субсгруктуры
и соотношения подобия ......................................... 277
6.4. Экспериментальные данные о выполнимости соотношений подобия ....................................................... 279
6.4.1. Зависимость между размером ячеек, шириной их с гонок и корнем квадратным из средней скалярной плотности дислокаций 279
6.4.2. Зависимость между шириной стенок и размером ячеек ... 285
6.4.3. Зависимость размера ячеек и ширины их стенок от плотности дислокаций в стенках ячеек ........................... 288
6.4.4. Отношение плотности дислокаций в стенках ячеек к средней плотности дислокаций и плотности дислокаций внутри ячеек 290
6.5. Влияние температуры деформации на эволюцию ячеистой субструктуры ................................................... 294
6.6. Термическая стабильность дислокационных субструктур 305
6.6.1. Эволюция ячеистой субструктуры в монокристаллах никеля при о тжше............................................. 306
6.6.2. Термическая стабильность субструктур сплава МзГе ....... 310
6.6.3. Структурные превращения в аустенитной стали 10X18119Г
при отжиге .................................................... 316
6.7. Термодинамические аспекты организации субструктур ........... 327
Заключение к главе 6 ........................................... 337
Заключение и выводы ................................................ 339
Список использованной литературы.................................... 353
11риложеиия 1 - 4. Атлас картины деформационного рельефа ........... 396
Приложение 5. Документы об использовании результатов................ 469
6
Введение
Решение вопросов улучшения качества материалов, повышения надежности и долговечности машин и оборудования связаны с установлением взаимосвязи между структурой и свойствами материала. Развиже теории пластичности и прочности во многом обязано появлению метода электронной микроскопии и непосредственному наблюдению основных носителей сдвиговой деформации - дислокаций. В результате дшалыюю экспериментального и теоретического анализа явлений пластической деформации была получена обширная информация.
В исследованиях закономерностей поведения материалов под ишруз-кой и изучении механизмов пластической деформации и упрочнения велика роль 01ечесгвенной науки. Это работы А.Ф. Иоффе, H.H. Давиденкова, И.А. Одиша, С.И. Губкина, В.Д. Кузнецова, В.Е. Панина, В.И. Трефилова, В.А. Лихачева, М.Л. Бернштейна, В.В. Рыбина, В.И. Владимирова, H.A. Больша-ниной, A.B. Степанова, B.C. Ивановой, В.Л. Инденбома, А.Н. Орлова, А.М. Глезера, Ч.В. Конецкого, М.В. Классен-Неклюдовой, A.A. Предводигелева, Б.М. Сфунина, Ю.В. Мильмана, С.А. Фирстова, Л.Е. Попова, А.Д. Коротае-ва, Э.В. Козлова, H.A. Коневой, Е.Ф. Дударева, Р.З. Валиева, А.Н. Тюменце-ва, Ю.И. Чумлякова, Е.Э. Засимчук, Л.И. Тушинского, И.И. Новикова, В.И. Бстехжна, М.И. Старое генкова, В.А. Старенченко, В.В. Сагарадзе, Н.И. Носковой, Я.Д. Вишнякова, Б.А. Гринберг, Э.П. Эпштейна и др. Это перечисление, конечно, не является исчерпывающим.
Значительный вклад в развитие представлений о физической природе пластической деформации и упрочнения внесли зарубежные ученые.
Как теоретически, так и экспериментально хорошо изучены элементарные акты движения, размножения и взаимодействия дислокаций и точечных дефектов. Часть полученных результатов обобщена и систематизирована в обзорных статьях и монографиях [1-28]. Значительные успехи были доежг-
7
нуты по исследованию и созданию теории деформационного упрочнения упорядоченных сплавов [29-32]. Между тем уже первые структурные исследования показали, что пластическая деформация не протекав! по одному сдвиговому механизму. Экспериментальные данные, свидетельс!вующие о развитии ротационных мод при деформации, появились достаточно давно А.Ф. Иоффе с сотрудниками наблюдали ас1еризм на лауэфаммах при деформации кристаллов каменной соли [33]. Аналогичный эффект наблюдали при деформации и дру!их кристаллических материалов. Ряд резулыаюв исследований по переориентации кристаллической решетки суммированы достаточно давно в работах [34-38]. Однако наиболее полные сведения о возникновении разориентированных областей на мезоуровне в деформированных материалах были получены с помощью электронной микроскопии. Было обнаружено явление характерное для всех металлических материалов при больших степенях пластической деформации, которое заключается в образовании субграниц и разориентации мезообъёмов. Таким образом, при пластической деформации наряду со сдвигом наблюдаются развороты кристаллической решежи. Стало ясно, что деформация кристаллических твердых тел не может быть полностью описана на основе традиционных дислокационных механизмов. При высоких плотностях дислокаций характер движения пробной дислокации диктуется изменением в расположении окружающих дислокаций. Налицо проявление коллективных эффектов в дислокационной структуре. Значительная неоднородность деформации способствует накоплению мощных дислокационных зарядов, создающих существенные внутренние поля напряжений, и предпосылки к возникновению ротационной неустойчивости. Появляется необходимость введения пространственных структурных элемешов деформации, способных релаксировать значительную часть даль-нодействующих упругих полей, и при своем движении осуществлять не только трансляцию, но и поворот. Эго привело к введению дефектов дискли-национного типа. Значительный вклад в их теоретическое и эксперимент ал ь-
8
ное изучение сделан учеными ленинградской школы В.А. Лихачевым, В.В. Рыбиным, В.И. Владимировым и их коллегами [39-42]. Коллективные явления в дислокационной структуре и повороты при пластической деформации с позиций теорий дислокаций и дисклинаций стали предметом акшвного изучения российскими металлофизиками. Стало очевидным, что развороты кристаллической решетки, возникающие после трансляционною скольжения, осуществляются коллективом дислокаций и представляют собой дефект следующего более крупного масштабного уровня.
Введение дисклинаций определило основной тип структурного дефекта следующего масштабною уровня. Использование понятия клиновой дискли-нации вначале испытывало значительные трудности, связанные с логарифмической расходимостью упругих напряжений и деформаций на больших расстояниях от изолированной дисклинации. Поэтому первоначально считалось, в реальных кристаллических твердых телах дисклинация не играет существенной роли. Рассмотрение их как реальных физических объектов тре-буеI значительного уменьшения энергии дисклинационной системы до величины сравнимой с работой внешних сил. Пути понижения энергии такой системы вскоре были теоретически обоснованы и нашли свое экспериментальное подтверждение. Первый из них заключается в уменьшении мощное I и дисклинации при образовании их с углом поворота, не отвечающего симметрии решетки (частичная дисклинация). Второй - в объединении дисклинаций в диполи, мультиполи и дисклинационные петли.
Учет ротационных мод пластичности для описания процесса пластической деформации потребовал введение нескольких масштабных уровней. Концепция о многоуровневом характере процесса пластической деформации была сформулирована В.Е. Паниным в 1982 году [43] и в дальнейшем развивалась и совершенствовалась [44-53]. Она явилась основой современного ме-тодоло! ического подхода изучения пластичности и прочности материалов [54-58]. Необходимость этого продиктована неоднородностью протекания
9
пластической деформации, её локализацией. При этом поверхностные слои нагруженных твердых тел рассматриваются как 01 дельный мезоскопический уровень деформации [54-57].
Наметилась связь между физикой пластичности и прочности и механикой сплошной среды на основе развития нового направления - физической мезомеханики деформируемого твердого тела, активно развиваемого в Ин-сшгуге фишки прочности и материаловедения СО РАН. В его основу положена концепция структурных уровней деформации твердых тел. Пластическая деформация рассматривается как единый иерархически связанный процесс развития трансляционных и ротационных мод деформации на всей совокупности уровней.
Дальнейшее развитие этого направления затруднено недостаточным представлением о физической природе процесса деформирования и неприемлемостью для развитой деформации допущения механики сплошных сред об однородности и изотропности структуры и свойств деформируемого кристаллического твердого тела. Основной особенностью пластической деформации является непрерывное изменение физических свойств ма1ериала за сче! протекающих структурных изменений. Концепция физической мезомеханики требует увязки внешних макроскопических факторов, влияющих на неоднородность деформации, с процессами её протекания на более мелких масппабных уровнях. Одновременно исследователям приходится решать вопрос о выделении физически обоснованных структурных элементов на каждом масштабном уровне. Различные варианты такого выделения представлены в рабошх [28,42,43,59]. Между тем, в них не дается исчерпывающего 01-вета по иерархии структурных уровней различных материалов. В эгих работах скорее поставлен вопрос о необходимости детализации этих уровней и намечены пути их решения. Неясным остается взаимосвязь кинетики развития субсгруктур на этих уровнях. Прежде всего, это касается деформации монокристаллов, где иерархия является проявлением процесса самооргани-
10
зации. Само понятие организация подразумевает строение и взаимодействие дифференцированных и автономных частей целого в их иерархической со-иодчииенности. В связи с этим фундаментальной задачей является изучение организации пластической деформации на разных масштабных уровнях, определение иерархической соподчиненное ги и взаимовлияния процессов протекающих на каждом из этих уровней и эволюции структурных элеменюв при различных условиях деформации и способах нагружения, в частности, для монокристаллов с разной ориентацией оси деформации и в сравнении с поликристаллическими материалами.
В этом направлении была определена цель настоящей работы «Экспериментальное исследование организации пластической деформации Г ЦК ме-1аллов и сплавов на разных масштабных уровнях при сжатии».
Для достижения поставленной цели необходимо использование комплексною подхода. Основными его чертами являются:
- понимание многоуровневою характера пластической деформации;
- определение причин и степени неоднородности пластической деформации и установление мест её локализации;
- понимание миогостадийности процессов деформации;
- рассмотрение коллективных явлений в структурах деформационных дефектов и роли в них поворотных мод деформации;
- учет влияния поверхности на пластическую деформацию и упрочнение;
- статистический подход к рассмотрению деформации и субсфуктурных превращений.
Для решения намеченной цели и с учетом комплексного подхода для её достижения были поставлены следующие задачи:
1. Исследовать картину деформационного рельефа ГЦК монокристаллов на макро- и мезоскопическом масштабных уровнях и провеет классификацию её структурных элементов.
2. Выявить факторы, определяющие морфологию первичных доменов сдвиговой деформации и локализацию деформации.
3. Изучит особенности протекания пластической деформации в монокристаллах высокосимметричных ориентировок с разными боковыми гранями и формой образца, и рассмотреть их влияние на вид кривых упрочнения.
4. Исследовать закономерности эволюции структурных элементов рельефа.
5. Выявит параметры, влияющие на организацию дислокационной под-сисюмы при различных температурах деформации и отжше.
6. Установить взаимосвязь между параметрами, определяющими организацию ячеистой дислокационной субструктуры.
Для решения этих задач было проведено исследование дислокационной струмуры и картины деформационного рельефа на разных масштабных уровнях моно- и поликристаллов ряда ГЦК металлов и сплавов методом оптической металлографии, растровой и просвечивающей электронной микроскопии. Картина рельефа изучалась как после различных степеней деформации, 1ак и в непрерывном режиме видеосъёмки. Для определения ориентации моиокриааллов, локальной разориентации областей и некоторых других характеристик использовался метод рентгеноструктурного анализа. Исследование механических свойств материалов проводилось при испытаниях на сжа-Iие с непрерывной записью кривых деформации. Изучение локальной деформации материалов осуществлялось с использованием метода сетки и путем определения микротвердости.
Диссертация состоит из шести глав, содержащих описание экспериментальных результатов, их анализ, сопоаавлсние с литературными данными и обсуждение. Первая глава посвящена рассмотрению закономерностей образования доменов сдвиговой деформации в ГЦК монокристаллах с ориентацией оси сжатия [001] и боковыми гранями {110} и {100}, эволюции кар-
12
тины деформационного рельефа и её количественных параметров. Приводятся количественные данные по неоднородности пластической деформации монокристаллов в сравнении с результатами, полученными на поликристал-лических материалах. Анализируются факторы, которые определяют морфологию первичных доменов сдвиговой деформации, и их связь с изменение формы монокристаллов. Наиболее подробно представлены результаты анализа фрагментации монокристаллов алюминия и никеля. Во второй главе проводится аналогичный анализ экспериментальных результатов ГЦК моно-криааллов с ориентацией оси сжатия [110] и двумя вариантами боковых Iраней: (110) и (001); (П2) и (1 ТУ). Рассматриваются влияние на локализацию деформации ориешации плоскостей сдвига относигельно базовых кон-цен фаторов напряжений и особенности развития вторичной фрагментации. Проводится классификация элементов деформационного рельефа и указываются области их локализации и характерные особенности. В третьей главе анализируется картина деформационного рельефа на разных масштабных уровнях в монокристаллах с ориентацией оси сжатия [Тп]. Отличительной чертой фрагментации является образование систем макрополос деформации на ранних этапах нагружения. Прослеживаются особенности организации деформации в макрополосах на разных масштабных уровнях в металлах с различной величиной энергии дефекта упаковки, и обсуждаются роль дислокационных механизмов деформации в их образовании и эволюции. Систематизация деформационного рельефа позволяет выделить набор основных её структурных элементов и указать места их формирования. В четвертой главе рассматриваются факторы, влияющие на макрофрагментацию и локализацию деформации: 1) отклонение от высокосимметричных ориентировок; 2) ориентации внутри стереографического треугольника; 3) формы и размеров образца; 4) схемы главных напряжений; 5) роли поверхности. Проводится связь между особенностями фрагментации, потерей устойчивости образца и характером кривой деформации. В пятой главе обсуждается используемая в
литературе классификация элементов деформационною рельефа и авюром дае1ся её общая классификация для исследуемых монокристаллов. Прослеживаются закономерности эволюции её элементов: макропачки следов сдви-1а, зоны сдвига и макрополосы деформации. Обсуждаются факторы, способ-авующие образованию макрополос деформации и ротационной пласшчно-С1И. Шестая пиша посвящена организации дислокационною ансамбля. Рас-смафивае1ся сложившаяся классификация дислокационных субструктур, последовательность их превращений и связь с кривыми деформации. Анализи-рук>!ся факторы, влияющие на организацию дислокационной структуры при разных температурах деформации и отжит е. Основное внимание уделяется ячеисюй дислокационной субструктуре, для неё, наряду с соотношениями подобия известными из литературы, установлены новые соотношения. Они представляют замкнутую систему уравнений, связывающих между собой теомегрические параметры ячеистой субструктуры и плотноеI и дислокаций (среднюю по объему, в стенках ячеек и внутри ячеек). Анализируется поведение коэффициентов этих уравнений с увеличением температуры деформации, переходом от моно- к поликристаллическому состоянию, изменением размера зерен, твердорастворным упрочнением. В заключении дается общая картина деформации исследуемых монокристаллов с иерархией структурных элементов деформации в зависимости от масштаба, рассматривается взаимосвязь превращений на разных масштабных уровнях и связь со стадийностью кривых деформации, делаются выводы по результатам исследования. В приложениях диссертации приводятся экспериментальные данные, дополнительно иллюстрирующие закономерности деформации, обсуждаемые в первых четырех главах, а также справки об использовании научных результатов.
Полученные основные результаты могут быть сформулированы в виде положений, которые выносятся на защиту.
1. Иерархия структурных элементов пластической деформации ГЦК монокристаллов зависит от ориентации оси деформации. Деформация в до-
14
менах монокристаллов с ориентацией оси сжатия [001] в широком интервале деформаций идет по системе октаэдрических плоскостей. Для [110] монокрисгаллов характерно раннее образование вторичных доменов из ме-юполос, а для [111] монокристаллов - из макрополос. Морфолог ия первичных доменов сдвиговой деформации в [001] и [110] монокристаллах ГЦК металлов и сплавов определяется: 1) кристаллогеометрическим фактором, 2) различием напряженного состояния в соседних макрообластях монокристалла, деформированного сжатием с торцевым трением, 3) количеством и расположением базовых макроскопических концентраторов напряжений.
2. Причинами, приводящими к локализации деформации на макро- и ме-зоуровне в исследованных монокристаллах, являются: 1) наличие базовых концентраторов напряжений, 2) присутствие объема, в котором отсутствуют обратные напряжения от пуансонов испытательной машины (система плоскостей октаэдрического сдвига со всех сторон имеет выход на свободные боковые грани), 3) образование макро- и мезополос деформации. Места их расположения и формирования определяют области локализации деформации.
3. Возникающие при деформации на разных структурных уровнях сложнонапряженные состояния приводят к развитию ротационных мод деформации. Па макроуровне развитие ротационных мод деформации и массовое поперечное скольжение происходит на границе областей с разной схемой напряженного состояния. На мезоуровне II - в результате формирования макро- и мезополос деформации. На мезоуровне I ротационные моды деформации появляются при поляризации дислокационного ансамбля и образовании источников внутренних дальнодействующих полей напряжений.
4. Кри I ическое значение плотности дислокаций определяет условия образования в локальных местах материала очередного типа дислокационной субструктуры как при деформации, так и при отжиге. Перераспределение
15
дефектов происходит в направлении наиболее эффективной компенсации инуїренних упругих полей напряжений и понижения упругой энергии ансамбля дислокаций. Этот процесс является движущей силой процесса организации дислокационного ансамбля.
5. Появление и эволюция структурных элементов на разных масннабных уровнях в монокристаллах ГЦК металлов и сплавов коррелируеі с поведением кривых деформационного упрочнения.
6. Ячеистая дислокационная субструктура описывается соотношениями подобия, представляющими замкнутую систему уравнений. Геометрические характеристики ячеистой субструктуры функционально зависят оі средней плотности дислокаций и плотности дислокаций в стенках ячеек и внутри ячеек.
16
1. ФРАГМЕНТАЦИЯ СДВИГОВОЙ ДЕФОРМАЦИИ П[К М01ЮКРИСТАЛЛОВ С ОРИЕНТАЦИЕЙ ОСИ СЖАТИЯ [001 ]
Многочисленными экспериментами установлено, что пластическая деформация материалов протекает неоднородно, это харакюрно для криаал-лических магериалов как в моно-, так и в поликристаллическом состояниях. Это одна из основных причин, почему закономерности протекания пластической деформации до конца не ясны даже для монокристаллов. Между тем, как считают многие исследователи, для понимания поведения поликристал-личсскою агре!ага важно понять поведение при деформации монокриыал-лов с разной ориентацией оси деформации. Это определяет ценность проведения фундаментальных исследований на монокристаллах, как модельных материалов, для которых заранее известна геометрия сдвига, что позволяет деыльно анализировать процесс пластической деформации.
Неоднородность пластической деформации традиционно изучается путем анализа картины деформационного рельефа, возникающего на предварительно подготовленных свободных поверхностях образца. Анализу обычно подвергаю 1ся локальные области поверхности, размеры коюрых задаююя используемыми экспериментальными методиками. Выбор этих областей, как правило, носи г случайный характер, и их расположение в масштабе образца не контролируется. Имеются лишь небольшое число работ, в которых исследование картины деформационного рельефа проведено во всем интервале маеппабов, физически связанном с линейными размерами монокристаллов [60-64]. В связи с эшм представляется логичным провести изучение закономерностей пластической деформации на различных масштабных уровнях, начиная с макроуровня. В настоящей главе представлены результаты исследования [65-75] закономерностей организации пластической деформации ГЦК монокристаллов с ориентацией оси сжатия [001] и двумя наборами боковых граней (110} и {100}.
17
1.1. Явление фрагментации сдвиговой деформации ГДК монокристаллов,
деформированных сжатием
Исследования картины деформационною рельефа показали, чю объём монокристалла разбивается на макрообласти, в которых деформация протекает по одной или нескольким системам сдвига, отличным от соседних областей. Хотя на явление разбиения монокристалла на области с разной организацией сдвига при деформировании сжатием обращали внимание мноіие исследователи, но только в последнее десятилетие эти обласж были выделены, как самостоятельный объект физического исследования. Их стали называл, доменами [76-781 или фрагментами [64] сдвиговой деформации (сдвига). Таким образом, фрагменты или домены сдвиговой деформации - эго области кристалла, в которых организация сдвига отличаеіся от соседних областей. Оба эти термина не лишены некоторых недостатков, но так как для описываемою явления нет устоявшейся терминологии, то можно полагать, что они оба имеют право на существование.
Начальную фрагментацию сдвиговой деформации на макроуровне будем называл, первичной фрагментацией. Для ГЦК кристаллов первичная фрагментация связана со сдвигом по октаэдрическим плоскостям. Как показали исследования [77] по анализу первичной фраімешации в монокристалле можно выделить 6-8 деформационных доменов.
Крайним случаем является домен (фрагмент) сдвиговой деформации, занимающий весь объём образца. Следовательно, формирующиеся первичные домены в
ГЦК монокристаллах имеют размеры, Рис 1.1 1. Масішабно-струкіурньїе
- уровни деформации монокристалла
соизмеримые с размером образца или его
+______
Зона сдвига
Система плоскостей едвиїа
Образец
______________і______________
Фрагмент (домен) деформации
18
частью, и образуют структурный уровень, следующий за уровнем “образец в целом”- уровень “фрагмент” или “домен” сдвиювой деформации. Э101 структурный уровень может совпадать со структурным уровнем "система сдвига", если домен сдвиговой деформации образован сдвигом по одной системе. В общем случае он представляет собой самостоятельную структурную единицу (рис. 1.1.1).
В работе Л.А. Тепляковой [64] было экспериментально установлено, что с ростом степени деформации вслед за фрагментами сдвиговой деформации образуются фрагменты изгиба-кручения и поворота. Следовательно, наряду с первичными фрагментами деформации следует ожидать образование вторичных фрагментов. В этой же работе было выявлено, чюв монокристаллах сплава ЬН31;е с ориентацией оси сжатия [001] и [1.8.12] с самого начала пластической деформации сжатием сдвиг фрагментирован на всей совокупности масштабных уровней. Фрагментация свидетельствует о неоднородности пластической деформации в материалах. Резкая неоднородное 1ь пласт-ческой деформации трактуется как ее локализация, которая приводит, как известно, к преждевременному появлению микротрещин и разрушению изделия. В. А. Старенченко [76-78] наблюдал, что при переходе к IV стадии в монокристаллах образуется область суперлокализации, что отражается на кривых деформационного упрочнения.
Образование доменов сдвиговой деформации при сжатии на макроуровне наблюдалось для монокристаллов ряда ГЦК металлов и сплавов, таких как алюминий [72], никель [76], медь [76], Си-12%А1 [77], №3Ре [62,63], №3Ое [79]. Для перечисленных металлов и сплавов фрагментация сдвиювой деформации наблюдалась для ориентации оси деформации [001], №3Ре исследовался также и при ориентации [1.8.12]. Таким образом, результаты проведенных исследований свидетельствуют, что образование фрагментов (доменов) сдвиговой деформации является общей закономерностью деформации сжатием (осадкой) ГЦК монокристаллов металлов и однофазных
19
сплавов. Можно полагать, что образование доменов сдвиговой деформации позволяет монокристаллу осуществлять формоизменение наиболее рациональным способом. С самого начала пластической деформации домен сдвита можно рассматривать как макроскопический структурный элемент деформации, выделение ко юрою необходимо для описания формоизменения и упрочнения монокристалла.
В рассматриваемых работах не обсуждаются причины, приводящие к фрагментации, а, следовательно, отсутствуют признаки, по которым можно было бы определить месга образования доменов и их морфолотию. В го же время, детальное изучение явления фрагментации, несомненно, важно для описания пластической деформации, как процесса, протекающего на различных мастшабно-структурных уровнях, в том числе и на макроуровне. Поэтому представляло интерес изучить процесс фрагментации сдвиювой деформации монокристаллов ГЦК металлов и сплавов в зависимости от ориентации оси деформации и боковых граней, геометрии образцов и температуры деформации. С целью обобщения экспериментальных результатов на широкий круг ГЦК материалов в настоящей работе исследовались монокристаллы, отличающиеся друг от друга величиной энергии дефекта упаковки, степенью дальнего порядка, а так же другими характеристиками. Основные характеристики изучаемых металлов и сплавов, полученные из литературных данных [1,2,16,25,26,80-82], приведены в табл.1.1.1. С целью более легальной аттестации материалов приводятся экспериментально определенные параметры их кристаллической решетки, а для металлов - основные примеси, присутствующие в них. Для сравнения здесь же представлены данные по материалам, которые исследовались в работе только в поликристаллическом состоянии (выделены курсивом). Для них указывается средний размер зерен.
20
Таблица 1.1.1
Химический состав, свойства и характеристики исследуемых
ГЦК материалов
Примеси в меі аллах
Матери- ал Основные примеси ...о/..! .. 0/-
Яі, мас % М§, мае %
содержание растворимость содержание раствори- мость содержание менее 0,1 растворимость
ЛІ 0,2-0,3 1,65 0,13-0,7 1,6 I е Си 0,052 5,67
Си 0,3-0,5 0,18 0,22 1с А1 0,005
N1 - - менее 0,01
Характеристики металлов и сплавов
Материал ОДУ (эн АФД) мДж/м2 Постоян- ная решетки, нм Вектор Бюргер-са, нм Средний размер зерна, мкм тм, К Т 293 1м 1«п при Т293 Тпл 0,314, К Т маги пренр, К І фазо вых пренр, К
АІ 170-300 (135-150) 0,4051 0,286 933 0,314 293
N1 120-150 0,3524 0,249 1728 0,170 542 641
Си 40-60 0,3615 0,289 20 1356 0,216 426
Си-12%А1 5 1052 0,278 330
АМіб 0,4194 30 843 0,348 265 300
Гх'тЦе ЫГ 40/ 0,3558/ 0,251 40-450 1713 0,171 538 873 766
дм 54 (100) 0,3556
12X1811 ЮТ 10-20 0,3592 0,254 10-20 1768 0,166 555 943 953
(І0Х18119Т)
Механические свойства металлов
Кристалл МО4, МПа с, і о4, МПа Константы упругих жесткостей Приведенное напряжение легкою скольжения, МПа
Си Си 2СГ44/С11-С|2
АІ 7,15 2,54-2,66 108,2 62,3 28,5 и 0,55-1,0
N1 20,85 7,69-7,89 246,5 147,3 124,7 2,5 3,3-7,5
Си 12,18 4,21 -4,56 108,4 121,4 75,4 3,2 0,35-0,5
Энергия активации диффузии и поверхностная знеріия металлов
Кристалл Энергия акгивации диффузии, кДж/моль Поверхностная энергия, МДж/м2
Объемная Диффузия ио границам зерен Диффузия ио дислокационным трубкам
А1 142 84 82 1040
N1 284 115 170 1440
Си 197 104 117 1115
21
1.2. Геометрия октаэдрического скольжения в ГЦК монокристаллах с ориентацией оси сжатия [001] и боковыми гранями {110}. Факторы, влияющие на неоднородность картины сдвига [65-71]
Традиционно исследование на монокристаллах проводится для ориентаций оси деформации в вершинах и в центральной части стереографическо-ю треугольника. Выбор таких ориентаций, как представляется, может дать наиболее полную картину влияния кристаллографической ориентации на механические свойства и структуру монокристаллов. В зависимости от кристаллографической ориентации максимально натруженными мої у і являться одна, две, три или четыре плоскости октаэдрического сдвига в П [К кристаллах. І Іричем количество действующих систем сдвига (система сдвига - плоскость и направление сдвига в ней) могут изменяться от одной до восьми в зависимости от ориентации, как показано на рис.1.2.1. Правильная геометрическая форма образцов в виде прямоугольного параллелепипеда предполагает вполне определенную кристаллографическую ориентацию боковых граней при выбранной ориентации оси нагружения (рис. 1.2.2), а также расположение плоскостей и направлений октаэдрического скольжения в объеме монокристалла (рис. 1.2.3).
3 плоскости, по 2 направления
1 нтпекоми гю 2 направ іеиия в каждой
по 1 направлению о каждой
2 плоскости, по 2 направления в каждой
Рис 1 2 1 Ориентации оси деформации монокристаллов и действующие системы октаэдрического скольжения [3]
22
(100)
(111)
(110)
[001]
* [110]
/7±Г7
/(по)
/
(001)
(110) (по)
г л
Рис. 1.2.2. Кристаллографическая ориентация оси деформации и боковых 1'раней ГЦК монокристаллов: а - используемые обозначения граней (боковые - я, Ь, с, (1\ верхняя - е\ нижняя -])
Мри ориентации оси сжатия [001] равно нагруженными являются 8 (или 16 с учетом знака направления сдвига) систем октаэдрического скольжения, четыре плоскости по два направления в каждой [3] (рис. 1.2.3). При этом на каждой из боковых граней монокристалла {110} можно ожидать появления трех систем следов сдвига: двух наклонных и одной горизонтальной. Гак на грани (110) наклонные системы созданы сдвигом по плоско-
Рис. 1.2.3. Кристаллографическая схема плотноупакованных плоскостей и направлений в [001] ГЦК монокристалле с боковыми /ранями {110}
23
сгям (111) и (ill), а горизонтальные являются результатом сдвига по плоское і ям (ill) и (111). Под системой следов сдвига понимается совокупное іь параллельных следов, сформированных на грани кристалла, либо в сё локальной области. Нели бы деформация протекала однородно, то на всех масипабных уровнях в структурно однородном материале можно было бы ожидать появления на боковых гранях равномерно распределенных следов сдвига всех систем. Между тем, картина сдвига на макроуровне отличаеіся заме і ной неоднородностью.
При заданных в настоящей работе условиях испытания: а) деформирование осадкой с применением графитовой смазки; б) использование образцов, имеющих форму прямоугольного параллелепипеда, с отношением высо-іьі h к ширине б/, равным двум; в) выбор кристаллографической ориентации оси сжатия [001] и боковых граней {110}, неоднородное распределение следов может быть обусловлено рядом причин. Укажем основные причины появления неоднородностей. Во-первых, это наличие разных схем главных напряжений в отдельных объёмах деформируемого монокристалла и их изменение в процессе его осадки. Согласно схемам, опубликованным в моногра-фии С.И. Губкина [83], с учетом трения в торцах в начале пластической деформации в ценгральном сечении образца можно выделил, три облаем и: две приюрцевых, в которых реализуется схема всестороннего сжатия, и центральная область - область одноосного сжатия (рис. 1.2.4,а,б). При осадке образца число областей с различными схемами главных напряжений увеличивается до пяти (рис. 1.2.4,в). Во-вторых, наличие месг концентрации напряжений, обусловленных выбранной формой образца - параллелепипед. Вершины и ребра (в особенности приторцевые) параллелепипеда могут являться ісомеїрическими концентраторами напряжений. В-третьих, возможность выхода на поверхность образца носителей сдвига.
24
Рис. 1.2.4. Схемы главных напряжений в макрообъёмах образца и их изменение при сжатии (короткими стрелками показано направление компонент главных напряжений) [83]: б, в - центральное сечение
Рассмотрим, какое влияние могут оказывать эти факторы на фрагментацию при условии реализации сдвига по октаэдрическим плоскостям. В начале предположим, что из четырех семейств октаэдрических плоскостей в монокристалле макросдвиг происходит только по одному из них. В этом случае монокристалл можно условно разделить на макрообъёмы, как показано на рис. 1.2.5,а. В одном из них плоскости октаэдрического сдвига имеют выходы на все боковые поверхности образца (заштрихованная область на рис. 1.2.5,а), а в остальных - с одной стороны плоскости сдвига контактируют с пуансонами испытательной машины. В первом случае сдвиг возможет по четырём направлениям (с учетом направлений противоположного знака) к свободным поверхностям. В объемах, примыкающих к пуансонам испытательной машины, сдвиг затруднен против действующего напряжения в направлении к поверхности контакта.
25
Рис 1 2 5 Выделенные макрообъемы в деформированных сжатием ГЦК монокристаллах с ориеніацией оси нагружения [001] и боковыми гранями {110} а - макросдвиі происходит но одному семейству октаэдрических плоскосіси, б - по двум, в - по чеіьірем
Если теперь предположить, что макросдвиг происходит в двух семействах октаэдрических плоскостей, симметрично ориентированных ошосительно оси сжатия, то имеет место новая схема разбиения на макрообъёмы, которую иллюстрирует рис. 1.2.5,б. Как следует и і этою рисунка, все выделенные макрообъёмы являются прямоугольными примами с ребрами, параллельными одному и тому же кристаллографическому направлению [ПО], но имеющие неодинаковую форму основания. Для этих объёмов различны схемы главных напряжений, а также возможности выхода носителей сдвига на свободные поверхности. Следует отмешгь, что кристаллогеометрия сдвига во всех макрообъёмах при этом одинакова. В объёмах У\ и V]' (рис. 1.2.5,б) за счет трения в торцах должна реализоваться схема всестороннего сжатия (/ на рис. 1.2.4,б). Кроме того, плоскости сдвига в этих объёмах с одной из сторон контактирую\ с пуансонами. В макрообъёмах У2 и У2, К3, У4 и У4 (рис. 1.2.5,б) на начальных этапах деформации должна реализоваться схема одноосного сжатия (2 на рис. 1.2.4,б). В процессе осадки геометрия образца меняется. Это приводит к изменению схемы напряжений в этих макрообъёмах. Физически выделенные
26
мах. Физически выделенные макрообъемы У2 и У2 уменьшаются вплоть до полною исчезновения при уменьшении высоты образца. В объёме У3 появ-ЛЯЮ1СЯ дополнительные компоненты напряжения сжатия (2 на рис.1.2.4,в), а в объёмах Г4 и Г4 - растяжения (3 на рис. 1.2.4,в).
При реализации макросдвига по чешрем возможным при данной ори-ешации монокристалла семействам октаэдрических плоскостей верояша схема разделения на макрообъемы, как показано на рис. 1.2.5,в. В этом случае, в при торцевых областях также можно выделить объемы в виде равносторонних четырех гранных пирамид, в которых реализуется схема неравномерною всестороннего сжатия, и деформация затруднена. Несмотря на большое количество выделяемых макрообъемов и сложность определения их юометричсской формы, общее рассмотрение, использованное для двух семейств октаэдрических плоскостей, может быть проведено и для данного случая. Здесь также отметим изменение формы и размеров выделенных объёмов при сжатии и реализующиеся в них схемы главных напряжений. Заметную роль в процессе всей деформации играют места концентрации напряжений. В связи с этим в исследуемых монокристаллах следует ожидать неоднородною протекания пластической деформации, в частности рашишя макро-сдвига.
Таким образом, анализ условий реализации сдвига в деформированных осадкой ГЦК однофазных монокристаллах, с указанными выше кристал-лоюометрическими характеристиками, позволяет провести естественное ею раюиение на представительные макрообъёмы. Они различаются схемой главных напряжений, возможностями выхода носителей сдвига на свободные поверхности, наличием и расположением мест концентрации напряжений. О (меченные факторы оказывают существенное влияние на развитие в монокристаллах макрофрагментации сдвиговой деформации, которая в последующих главах рассматривается на ГЦК монокристаллах.
27
1.3. Образование первичных доменов сдвиговой деформации в ГЦК монокристаллах с ориентацией оси сжатия [001] и боковыми гранями {110}
1.3.1. Общие черты картины сдвш а на макроуровне
Используемые для анализа картины деформационного рельефа [001] монокрисюплы алюминия, никеля и сплава Си-12%А1 с боковыми (ранями {110} имели форму прямоугольных параллелепипедов с линейными размерами 3x3x6 мм и 5x5x10 мм. Ориентировку монокристаллов осуществляли на решгеновском аппарате ИРИС 3 по эпиграммам и контролировали на реш-Iсионском аппарате ДРОН 3. Точное1Ь выполнения ориенжровки после элекфоискровой резки составляла ±1°. Деформацию образцов осущеспзля-ли сжашем при комнатной температуре со скоростью 3 10'1 с"1 на машине ж-па «Инсфон». Отметим, что наиболее часто исследования деформационною рельефа выполняются на образцах, подвергнутых испытаниям на растяжение. Между тем большой интерес представляет исследование закономерностей эволюции картины сдвига при испытаниях на ежа же. В этом случае реализучмея та же схема главных напряжений и деформаций, что и при наиболее часто используемых способах обработки металлов давлением: ковке и прокатке [84].
Каршну деформационного рельефа в масштабе всего образца исследовали на расфовом электронном микроскопе Tesla BS-301 и металлографическом микроскопе МИМ-10. Для исследования фрагментации деформации в объеме образца картину деформационного рельефа изучали на всех боковых гранях. В ряде случаев в виду симметричности ориентации исследование ограничивали рассмотрением двух взаимно перпендикулярных граней.
28
Во всех рассмотренных ГЦК монокристаллах при небольших степенях деформации следы сдвига на боковых гранях распределяются крайне неравномерно и сконцентрированы на определенных участках грани (см. раздел 1.3.2 и рис.П.1.2-П.1.14). Хорошо выделяются области кристалла, в которых семейства плоскостей октаэдрического сдвига со всех сторон имеют выходы на свободные боковые поверхности (рис. 1.2.5,а). В этой области плотноеп> следов скольжения максимальна. При выбранной ориентации боковых 1ра-ней на одной из них образуются система наклонных следов сдвига, а на грани перпендикулярных ей - система горизонтальных следов, которые в этом случае оказываются локализованными возле торца образца. Для каждого семейства плоское 1 ей в центральной области условия для сдвига будут одинаковы. Они определяются следующими факторами:
1. На начальных этапах деформации реализацией общей схемы напряженного состояния - одноосного сжатия.
2. Распространением сдвига в сторону свободных поверхностей, где меньшее сопротивление сдвиту обусловлено отсутствием обрашых напряжений 01 противоположного пуансона.
3. Ьолыной ролью поверхности в зарождении сдвига (раздел 4.6).
11ри реализации сдвига по четырем равнонагруженным семействам октаэдрических плоскостей характер фрагментации должен соответствовать схеме на рис. 1.2.5,в. Между тем, как видно из анализа экспериментальных результатов (рис.1.3.1,П.1.8 и П.1.12), активность сдвига в рассматриваемых областях неодинакова и зависит от материала. При рассмотрении картины сдвша на всех четырех боковых гранях можно найти следы сдвига, принадлежащие всем равно нагруженным плоскостям. Эти системы сдвига, как правило, локализованы у вершин и приторцевых ребер образца, являющихся меаами наиболее высокой концентрации напряжений. Наличие таких мест влпяс I и на распределение следов сдвига в наиболее активной системе. Плотность следов сдвига здесь выше. На объём, в котором семейство плоско-
29
с і ей сдвига со всех сторон имеет выход на свободные боковые поверхности, приходится четыре вершины и два приторцевых ребра. Это приводні к тому, что в 01 ой области образуется не один, а два - четыре домена деформации. Основной чертой деформационного домена является реализация деформации преимущсавенно вдоль одного вектора макросдвига.
Таким образом, качественное рассмотрение картины деформационною рельефа на макроуровне свидетельствует о важной роли перечисленных в разделе 1.2 факторов, которые влияют на неоднородность картины деформационною рельефа и на первичную фрагментацию сдвиговой деформации на макроуровне. Несмотря на общее подобие картины деформационного рельефа в исследованных монокристаллах, имеюгся особенное і и связанные с индивидуальными характеристиками материала (табл. 1.1.1). Поэтому рассмої-рение закономерностей формирования картины сдвига на разных масштабных уровнях удобнее провести для конкретного материала.
1.3.2. Закономерности формирования картины сдвига на гранях {110} в [001] монокристаллах алюминия [65]
На рис. 1.3.1 представлен снимок картины деформационного рельефа, сформированного на грани (110) монокристалла алюминия после деформации до с = 0,05. Схемы локализации каждой из наблюдаемых систем следов едвиїа на двух взаимно перпендикулярных гранях приведены на рис. 1.3.2,а. Общая картина сдвига на каждой грани может быть получена наложением схем всех систем следов сдвига при заданной сіепени деформации (рис. 1.3.2,б). При рассматриваемой степени деформации на іранях монокристалла наблюдаются четыре системы следов сдвига. Из этих рисунков следует, что, несмотря на высокую симметрию ориентации оси нагружения, системы следов сдвига на гранях развиты неодинаково, наиболее развиты две из четырех равнонагруженных семейств плоскостей октаэдрического сдвига.
зо
Рис. 1.3.1. Монокристалл алюминия с ориентацией оси сжатия [001], грань (110), є = 0,05, РЭМ - растровая электронная микроскопия (буквами обозначены системы следов сдвига)
31
Рис. 1.3.2. Схемы локализации систем следов сдвига в монокристалле алюминия с ориентацией оси сжатия [001] при степени деформации £ = 0,05:
а) системы сдвига разделены;
б) общая схема сдвига; в) обозначения участков на гранях
32
В дальнейшем, для простоты описания картины сдвига, сечения, выделенных в разделе 1.2 макрообъёмов У1 ... У4 (рис. 1.2.5,б) плоскостями 1раней
(110) и (но), обозначим 5, и соответственно (рис. 1.3.2,в).
Грань (110). Система А. Видно, что на грани (110) одна из наклонных систем следов сдвига (обозначим её А) является более развитой (рис. 1.3.1). Наибольшая часть следов этой системы локализована в облает, ограниченной выходами параллельных плоскостей октаэдра, проходящими через противоположные вершины грани, т.е. сдвиг происходил в объёмах У2а+Уз+У2л (рис. 1.2.5,б). Визуально эта область с высокой плотностью следов воспринимается в виде макрополосы следов сдвига (рис. 1.3.1), проходящей через всю грань монокристалла по участкам 5^+ + ^2А (рис. 1.3.2,в). Макрополоса
сдвига на грани образовалась при сдвиге по системе близко расположенных октаэдрических плоскостей, образующих в объеме монокристалла макропачку следов сдвига. Длина следов сдвига в макрополосе на порядок меньше, чем длина самой макрополосы. Следуег отметить разный цвет следов в системе А при неизменном положении образца относительно детектора электронов (рис. 1.3.1). Сплошными линиями на рис. 1.3.2,б показаны темные следы, пунктирными - светлые. При выбранном положении монокристалла у одной из ею вершин следы сдвига светлые (участки 52/\ и £1). На участке 3*4 они темные. Анализ контраста на ступеньках сдвига показывает, что появление светлых следов на участках З^л и обусловлено сдвигом по системе (Т11) [ТОТ], а появление темных следов на участке 54 - сдвигом по системе
(111)[о 1Т1 (рис.1.2.3). Идентификация систем сдвига проведена в предположении, чю в верхней части кристалла (объёмы У\ и У2а) сдвиг возможен только в направлении “от пуансона”. У противоположной вершины, в целом, ситуация обратная, а именно: темные следы наблюдаются на участках 32д и 5/, а на участке преобладают светлые следы. Аналогичный анализ показываем что темные следы в этом случае образованы в результате сдвша по системе (111) [оIТ], а светлые - по системе (Т11) [ТоТ]. Весь анализ проведен в
33
предположении сдвига по октаэдрическим плоскостям. Между тем крист ал-лофафический анализ следов сдвига системы А свидетельствует о наличии следов, отклоненных на небольшие углы (менее 3 фадусов при г = 0,05) от выходов октаэдрических плоскостей на фань (110).
Система В. Следующей по степени развитости на этой фани (рис.1.3.1 и 1.3.2,б) является вторая наклонная сисгема следов сдвига (система В). ПЛОТНОСТЬ следов В ЭТОЙ системе меньше, чем в СИС1еме А. По су]и, система В в рассматриваемом монокристалле является вторичной, что подтверждают также визуальные наблюдения развития систем сдвша на грани (ПО) непосредственно в процессе деформирования. Для сисюмы следов В характерны ге же основные закономерности, что и для А. В ней также можно выделить макрополосу сдвига. Места её локализации и действующие системы сдвига представлены в табл. 1.3.1 в сравнении с дру| ими системами следов на рассматриваемой грани.
Таблица 1.3.1
Анализ систем следов сдвига на фани (110)
Характеристики Сисіемьі
А В С
ГІ юн юс гь следов Высокая Средняя Низкая
Локализация
- на участках грани Я2Л+ Яз + Б2А Б2В+ Яз + ^2В Яі и Я|
- в объемах У2л+У3+У2а' У2в+Уз+У2В' V! и Уі'
Участки грани и системы
для разных типов следов Б| и Бі
- свої лыс $2Л, ві, Я4 $2В, $1
(ті ОМ (іТі) [юТ] (иТ)[ТоТ][оТТ]
- темные 8м, 8,, 84 $2В>
ММ (ні) [оТТ] (111) [юТ] [ом]
Система С. Третья система следов сдвига - система С локализована на
#
фани (110) преимущественно на участках 5і и Яі (рис.1.3.1 и 1.3.2,б,в). Для этой системы характерна невысокая плотность следов. На рассматриваемых учасіках также наблюдаются следы светлого и темного цвета. Следы одного
34
цвета группируются вблизи торцов монокристалла, следы другого цвета располагаются в области, примыкающей к участку 53. Между облааями, занятыми темными и светлыми следами, наблюдается область с низкой пло1-НОС1МО следов. Эта система следов сдвига может быть образована сдвиюм по двум пересекающимся плоскостям (ш) и (иТ), причем в каждой из них действую г два направления сдвига (рис. 1.2.3).
Пересечение систем следов. До сих пор рассматривались закономерное! и формирования отдельных систем следов сдвига. Естественно, чю на рассматриваемой грани имеются области их пересечения. На участке 53 наблюдается пересечение макрополос систем сдвига А и В (рис.1.3.1 и
1.3.2,б,в). Хорошо видно, что несмотря на одинаковые кристаллогеометриче-ские условия сдвига и схему главных напряжений в макрообъёме К3, доминирующей, как и во всем монокристалле, является макрополоса сдвига системы А. Очевидно, что при пересечении этих систем возможны четыре варианта пересечения следов с учетом их цвета (АсвВсв, АС0Вту АтВсвУ АтВт), что и наблюдается (рис. 1.3.1). Практически на всей площади участков 5| и 5| имело мссю пересечение следов сдвига системы С с А и В в различных сочетаниях: А и С; В и С; А, В и С. Если учесть цвет следов, то число вариантов возрастает до четырех для каждой пары и до восьми для тройной комбинации систем следов сдвига. Особенно велика вероятность пересечения следов в областях стыков выделенных макрообъёмов, где можно обнаружить почти любой вариант сочетания двух и трех систем следов сдвига. Таким образом, на грани (110) возникают локальные области с одной, двумя или тремя системами следов сдвига. Естественно, что с увеличением числа систем следов, наблюдающихся в локальной области грани, площадь этой области уменьшается. По существу, пересечение систем следов сдвига представляет собой процесс образования вторичных фрагментов сдвиговой деформации для рассматриваемой ориентации оси сжатия и боковых граней.
35
Грань (Т ю). Горизонтальные следы сдвига на боковой грани (I ю) локализованы в верхней и нижней части грани на участках Q2д и Q2в (рис.1.3.2,б,в). Наблюдается некоторая іенденция к распросфанению этих следов до областей действия смежных систем октаэдрических плоское і ей (пунктирные линии на рис. 1.3.2,в). В отдельных местах в этих областях присутствуют системы наклонных следов. Область грани, заключенная между участками Q2A и Q2в, делится на ряд участков, в которых располагаются системы наклонных или горизонтальных следов. Однако в этой области системы
9
следов менее развиїьі, чем на участках Q2д и 02в.
Первичная фрагментация сдвиговой деформации. Для построения объемной каріиньї сдвига был проведен совместный анализ картины деформационного рельефа на взаимно перпендикулярных гранях (рис. 1.3.2). Установлено, что система следов сдвига А на грани (110) соответствует горизон-
9
іальной системе следов на участке Q2A грани (110), т.е. они образованы сдвитом по одному семейству кристаллографических плоскостей. Сдвигу по друюму семейству плоскостей соответствуют система следов В на грани (110) и система горизонтальных следов на участке Q2B грани (Т10). Результатом сдвига по еще двум семействам плоскостей на грани (110) является система юризонталытых следов С, а на грани (Т10) - это, возможно, сисіемьт наклонных следов сдвига. Из анализа объёмной каріиньт сдвига, как хорошо видно при наложении схемы (рис.1.3.2,в) на схему следов сдвига (рис. 1.3.2,б), следует, что в исследованных монокристаллах алюминия с начала пластической деформации на макроуровне развивается первичная фрагментация сдвига. Большая часть макрофрагментов является асимметричными, i.e. в них действует либо одна система сдвига, либо одна превалирует в условиях действия нескольких систем. Первичные фрагменты являются наиболее крупными из фрагментов, образующихся в исследованных монокристаллах при пластической деформации. Обычно в монокристалле образуется
36
несколько первичных фрагментов сдвига. Естественно, что их линейные размеры соизмеримы с линейными размерами монокристалла.
Таким образом, экспериментально установлено:
1. Пластическая деформация монокристаллов с ориентацией оси сжатия [0011 приводит к развитию в них первичной макрофрагментации сдвию-вой деформации. Выявлена корреляция между первичной фрагментацией сдвига и схемой главных напряжений в макрообъёмах монокристалла.
2. В тех макрообъемах монокристалла, в которых плоскости сдвига не ограничены пуансонами испытательной машины, при пластической деформации образуются макрополосы сдвша, г. е. происходи! его макролокализация.
3. На формирование сдвига в объёме монокристалла влияет расположение мест макроскопических концентраторов напряжений, которыми являкмея вершины и приторцевыс ребра обраща.
4. Установлено, чю с самого начала пластической деформации в монокристаллах с высокосимметричной ориентировкой развивается асимметрия сдвига на макроуровне. При одинаковых факторах Шмида в идентичных монокристаллах равнонагруженные плоскости октаэдрическою сдвша являются неравноактивными на макроуровне. Активность равноиагружен-ных систем сдвига в исследуемых монокристаллах различается.
1.4. Неоднородность пластической деформации монокристаллов алюминия с ориентацией оси сжатия [001] и боковыми гранями {110} [69]
Летальное рассмотрение картины деформационного рельефа монокристаллов с ориентацией оси сжатия [001] показало, что максимальная плотное 1Ь следов сдвига на гранях {110} наблюдается в области, где плоскости омаэдрического сдвига не ограничены пуансонами испытательной машины.
37
На неоднородность в распределении следов сдвига оказывает влияние различие схем главных напряжений в объеме деформируемого кристалла при наличии торцевого трения, расположение мест концентрации напряжений и свободная поверхность (раздел 1.2 и 1.3). Из анализа картины сдвига на двух взаимно перпендикулярных гранях следует, что сдвиг наиболее активно идет по одной-трем плоскостям из четырех возможных равнонагруженных плоскостей октаэдрического сдвига. Наибольшая активность сдвига но этим плоскостям наблюдается и при дальнейшем увеличении деформации (раздел 1.5). Описание эволюции картины сдвига дает наглядное качественное представление о локализации пластической деформации в исследуемых монокристаллах и о развитии фрагментации сдвиговой деформации. Между тем, необходимо выяснить распределение деформации на поверхности и сопоставим её с общей деформацией образца. Для этой цели широко использую 1ся аатистические методы исследования [85,86]. Решение поставленной задачи целесообразно начать с изотропного материала, для которого существенна схема деформации и расположение мест макроконцен фации напряжений, а затем учесть кристаллографическую анизотропию, проведя исследование на монокристаллах. В качестве изофопного материала брали поликристалличе-скую медь 1ехничсской чистоты без ярко выраженной текс1уры со средним размером зерна 22 мкм.
Для определения величины локальной пластической деформации использовали метод сеток [87]. На поверхность образца через медную сетку наносили напылением угольные метки, позволяющие определять неоднородное!!, деформации со средним шагом 114 мкм. Неточнос1ь изготовления се1-ки-оригинала компенсировалась определением размеров до и после деформации на одних и тех же ячейках. При симмефичности картины деформации на боковой грани поликристалла анализ проводили на четвертой её части: 01 одной из вершин до центра фани. В случае монокристалла анализировали распределение деформации на всей фани, проводили её соиосшвление с картиной деформационного рельефа и рассматривали распределение деформации в одной из наиболее развитых сиаем следов октаэдрического сдвша.
38
Компоненты деформаций определяли по методике изложенной в работах [88,89], а интенсивность деформации сдвига в главных деформациях рассчитывалась по формуле [84]:
где £2,£з - компоненты главных деформаций.
Распределение деформации в поликристалле. Наглядное представление о распределении деформации на боковой грани изотропного материала при сжатии дают трехмерные графики изменения интенсивности деформации сдвига в главных деформациях (рис. 1.4.1). На графиках начало координат совмещено с вершиной грани, а противоположный угол графика - с её центром (в виду симметричности картины рассмотрена одна четвертая часп> грани). Как видно из трафиков, поверхность для всех деформаций имеет волнообразный характер. Масштаб неравномерности значительно больше, чем размер структурного элемента поликристалла - его среднего размера зерна. При общей деформации С] наименьшая локальная деформация компонент наблюдается у вершины и приторцевых ребер образца. Наибольшие значения имеет локальная деформация у вертикальных ребер и в центре грани (рис. 1.4.1,а). При достижении общей степени деформации £3 резко возрастает деформация у нриюрцевых ребер (рис. 1.4.1,в), которая при дальнейшем сжатии до £4 продолжает играть заметную роль (рис.1.4.1,г). При последовательном рассмотрении снимков видно, что в отдельных точках поверхности деформация идет опережающими темпами (точка с координатами {у, г) = (1, 4) мм). Однако наряду с этим появляются новые всплески, уменьшающие накапливающееся отставание деформации в соседних областях.
Па поверхности грани компоненты деформации могу1 иметь или нулевые гначения, или различаются по величине и по знаку. Следовательно, тензор деформации отличается в соседних точках грани, чю свидетельствует о неравномерном протекании деформации. Неравномерность деформации наблюдаемого масштаба отражает кооперативные процессы в деформации большого числа зерен поликристалла.
(1.4.1)
39
Рис. 1.4.1. Распределение интенсивности деформации сдвига в главных деформациях
на боковой 1рани поликристалла:
а) С| = 0,03; б) е2 = 0,06; в) е3 = 0,09; г) е4 = 0,12
40
Распределение компоненты деформации вдоль оси сжатия е7 при различных степенях деформации описывают статистические характеристики, приведенные в табл. 1.4.1, где &/ - среднеквадратическое отклонение, -средняя ошибка выборки.
Таблица 1.4.1
Статистические характеристики распределения деформации на боковой грани поликристалла после различных степеней деформации
Характеристика Ы - 0,03 С2 = 0,06 ез = 0,09 84 0,12 *5-0,17
<е> -0,006 -0,044 -0,033 -0,080 -0,134
М 0,045 0,050 0,050 0,052 0,071
Ь'е 0,008 0,009 0,009 0,009 0,012
*тт -0,120 -0,165 -0,130 -0,192 -0,263
Стах 0,126 0,063 0,084 0,024 0,071
0,246 0,225 0,214 0,216 0,334
Уже при небольшой общей деформации щ на поверхности образца параллельно оси сжатия наблюдается не только сжимающая, но и растягивающая составляющая. С ростом деформации максимальное значение составляющей растяжения (знак плюс) компоненты гг уменьшается, а величина максимальной сжимающей составляющей (знак минус) увеличивается. Рас-смофение карш деформации свидетельствует, что если растягивающая со-сывляющая для 8* компоненты в начале деформации преимущественно наблюдается в центре грани, у вертикальных ребер и у приторцевых ребер, то с ростом степени деформации она продолжает играть заметную роль только у пуансонов испытательной машины.
Средняя величина деформации <8> при всех исследованных аеиепях деформации несколько ниже, чем общая деформация 8, и возрастает по мере сжашя образца. Среднеквадратическое отклонение &/ возрастает с увеличением степени деформации, характеризуя величину отклонения локального
41
значения деформации от среднего. Размах вариации /? также возрастает. При б5= 0,17 он увеличивается от 0,21 до 0,33. Такое поведение является типичным для многих металлов и промышленных сплавов [85,86]. Степень неоднородности локальных деформаций у разных материалов различна, и связана с их прочностью и пластичностью. С увеличением прочности материала степень неоднородности локальных деформаций возрастает. Величина неоднородности и характер её изменения отличается для разных компонент деформации [85,86,88). В работе [88] отмечается, что характер распределения главных деформаций по микрообластям зависит от вида напряженного состояния. Особенности напряженного состояния соседних микрообъемов определяют закономерности деформации микрообластей на границе между ними.
Таким образом, основными закономерностями деформации поверхности изотропного материала мри сжатии являются:
1. Неравномерность деформации с характерным размахом её величины.
2. Поочередное включение в деформацию локальных областей.
3. Влияние изменения вида напряженного состояния.
4. Запаздывание деформации в при-торцевой области и её опережающий характер в центральной части Рис. 14.2. Карта интенсивности деформации
сдвига в главных деформациях Г*10‘2 моно-грани. кристалла апюминия: 8 = 0,1; <Г> = 0.17
42
Распределение деформации на боковой грани монокристалла. На
схеме картины деформационного рельефа отмечены усредненные по соот-ве£ствующим участкам грани значения интенсивности деформации сдвига (рис. 1.4.2). Наиболее высокие значения наблюдаются в центре грани и в направлении сё вершин, а наименьшие значения - в областях, примыкающих к пуансонам испытагельной машины. В области наиболее развитой системы следов интенсивность деформации сдвша достигает 0,30, в то время как её среднее значение по грани составляет 0,20, а по всему образцу - 0,17. Размах вариации интенсивности деформации сдвига на грани достигает значения 0,41 (табл. 1.4.2).
Таблица 1.4.2
Статистические характеристики распределения деформации на боковой грани монокристалла
Характеристика Єу Єх Г
<с> -0,085 0,090 -0,005 0,20
0,047 0,052 0,054 0,076
Яе 0,002 0,002 0,002 0,003
Стіп -0,200 -0,118 -0,177 0
Стах 0,086 0,235 0,175 0,412
К Гщах“Стіп» % 0,286 0,353 0,352 0,412
Представленные в этой таблице характеристики распределения компонент деформаций вдоль осей образца (г - параллельно оси сжатия, у - перпендикулярно оси сжатия и лежит в плоскости грани, * - перпендикулярно поверхности грани), также свидетельствую і о заметной неоднородное і и деформации. Сжимающая компонента изменяется от - 0,20 (деформация сжатия) до 0,086 (деформация растяжения) при среднем значении <ср> = -0,085. Влияние сжимающих и растягивающих деформаций проявляется и на других компонентах. Значителен и размах вариации: для с, он составляет 0,29, а для г,х и гу - 0,35. Как можно видеть, величина размаха деформации для монокристалла близка к значениям, наблюдаемым у пластичных поликристалл ических материалов.
43
Гисюфаммы значений интенсивности деформации сдвига и компонент деформаций (рис. 1.4.3) несимметричны и имеют серию максимумов. 11одобная картина распределения деформации была получена на моно- и поликристаллах алюминия методом сгтекл-интерферомстрии [90|. Из анализа 1исю1рамм следует, что вероятное 1Ь встречи растягивающих и сжимающих сос!авляющих у разных компонент отличается. У компоненты ^ преобладает сжимающая составляющая, у ву - растягивающая, у вх практически одинаково час ю встречаются обе составляющие.
Распределение деформации в системе следов сдвига. Наиболее высокая плотность следов на грани (110) монокристалла наблюдается для группы плоскостей, проходящих через свободные боковые поверхности образца (рис. 1.4.2). Распространяясь в обе стороны от мест наиболее высокой концсиграции напряжений эстафетным способом, сдвиг передае1ся на соседние плоскости данного семейства. При этом расстояние между следами увеличивается. Кар I и на, как правило, заметно асимметрична. Это указывает на различные условия для расширения системы сдвига по образцу. Развитие сдвша в сторону пуансонов испытательной машины затрудненно. Плотноеп> следов сдвига здесь меньше (раздел 1.3). Соответственно меньше и величина интенсивности деформации в этих областях (рис. 1.4.4). Наряду с неравномерностью деформации перпендикулярно системе следов сдвига, наблюдается неравномерность деформации вдоль системы следов. В целом картина неравномерности сдвига монокристалла подобна поликристаллу. Анизотропия деформации проявляет себя в упорядоченном расположении максимумов на графике интенсивности деформации. Они располагаются вдоль выходов октаэдрических плоскостей на боковую грань.
Среднее значение компонент <е^> и <8у> составляет 0,10 (табл. 1.4.3), что соответствует величине общей деформации монокристалла. Поэтому можно полагать, что основной вклад в деформацию образца дают наиболее активные системы сдвига. Характеристики неравномерности деформации по фани и по системе следов сдвига близки, а для компоненты г, они практически совпадают.
44
\л/
03
и'
02
02
0 1
00-1
02
д
01 00 01 е
0 1 -
00-
01 00 01 02 8
У
\\г
02
0 1
00
1
01 00 01 02
Рис 1 4 3 Гистограммы компонент деформаций (а-в) и интенсивности деформации сдвига (I) на боковой грани (110) монокристалла алюминия с ориентацией оси сжатия [001], 8 = 0,10
о
а
Рис. 1.4.4. Распределение интенсивности деформации сдвига в главных деформациях (а, в) в системе следов сдвига на боковой грани (110) монокристалла алюминия с ориентацией оси сжатия [001) и схема картины сдвига (б), г = 0,10