Локализация деформации и превращения в дефектной подсистеме в сплавах с различным структурно-фазовым состоянием

2
ОГЛАВЛЕНИЕ
.. ВВЕДЕНИЕ В ПРОБЛЕМУ...................................................6
1.1. Ранние сведения о локализации деформации.......................7
1.2. Этап электронно-микроскопического исследования картины скольжения. Однородность и кластеризация сдвига....................11
1.3. Исследования дислокационной структуры и её эволюции с деформацией.............................................................17
1.4. Масштабные и структурные уровни деформации....................21
1.5. Полосы сдвига (shear bands)...................................25
1.6. Постановка задачи.............................................40
2. ЗАКОНОМЕРНОСТИ ФОРМИРОВАНИЯ ДЕФОРМАЦИОННОГО РЕЛЬЕФА
МОНОКРИСТАЛЛОВ СПЛАВА Ni3Fe НА РАЗЛИЧНЫХ МАСШТАБНЫХ УРОВНЯХ ДЕФОРМАЦИИ. ОРИЕНТАЦИЯ МОНОКРИСТАЛЛОВ (1.8.12) И [001J. УПОРЯДОЧЕННОЕ (ДП) И РАЗУПОРЯДОЧЕННОЕ (БП) СОСТОЯНИЕ СПЛАВА................................................................44
2.1. Стадийность кривых течения и развитие на макроуровне систем скольжения. Ориентация (1.8.12). Сплав с БП........................46
2.2. Эволюция на макроуровне картины сдвигов и поворотов при пластической деформации. Ориентация (001). Сплав с БП......................59
2.3. Формирование систем скольжения (сдвига) и переориентация локальных областей. Ориентация! 1.8.12]. Сплав с ДП..........................88
2.4 Фрагментация сдвига и повороты в (001) монокристаллах упорядоченного сплава (макроуровень).........................................95
2.5. Эволюция зон сдвига.........................................106
2.6. Самоподобие картины следов первичного скольжения. Ориентация (1.8.12]. Сплаве БП..............................................120
2.7. Проявления самоподобия в картине сдвигов, реализующихся в монокристаллах с высокосиммстричной ориентировкой................129
2.8. Эволюция количественных характеристик картины скольжения в
(1.8.12] монокристаллах при пластической деформации.........151
2.9. Заключение к главе 2........................................160
1. ЭВОЛЮЦИЯ ДИСЛОКАЦИОННОЙ СТРУКТУРЫ ПРИ ПЛАСТИЧЕСКОЙ
ДЕФОРМАЦИИ МОНОКРИСТАЛЛОВ СПЛАВА Ni3Fe. ОРИЕНТАЦИЯ МОНОКРИСТАЛЛОВ (1.8.12], (011], [001]..................................163
3.1. Развитие дислокационной структуры при пластической деформации монокристаллов с ориентацией [1.8.12]. Сплав с БП................164
3.2. Однородность и неоднородность сетчатой структуры............178
3.3. Закономерности развития субструктуры в монокристаллах с симметричными ориентировками. Сплав с БП..................................188
3.4. Дислокационная структура и се развитие с деформацией в (1.8.12J,
(011| и [001] монокристаллах. Сплав с ДП.....................198
3.5. Локализация деформации и субструктурно-фазовыс превращения 223
3.6. Заключение к главе 3........................................232
4. ЛОКАЛИЗАЦИЯ ДЕФОРМАЦИИ. ЭВОЛЮЦИЯ ДЕФЕКТНОЙ СТРУКТУ -
РЫ И ПЕРЕРАСПРЕДЕЛЕНИЕ АЗОТА ПРИ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОР -МАЦИИ АЗОТИРОВАННЫХ АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ.............................235
4.1. Кривые течения и эволюция деформационного макрорельефа
в хромоникелевой стали..........................................236
4.2. Электронно-микроскопическое исследование зон сдвига в хромоникс-левой азотированной стали. Совместность деформации зерен..........255
4.3. Дислокационная субструктура в хромоникелевой стали и ее изменение
с деформацией...................................................279
4.4.Влияние содержания азота на накопление дефектов в стали Х18Н15
в процессе пластической деформации..............................293
4.5. Локализация сдвига, неоднородность дислокационной субструктуры и перераспределение азота в хромоникслсвой стали......................303
4.6. Локализация деформации и границы зерен.........................319
4.7. Эволюция субструктуры и фазовые превращения при холодной пластической деформации азотированной хромомарганцевой стали.............329
4.8. Заключение у главе 4...........................................345
5. МАСШТАБНО-СТРУКТУРНЫЕ УРОВНИ ЛОКАЛИЗАЦИИ ПЛАСТИЧЕСКОЙ
ДЕФОРМАЦИИ ОТПУЩЕННОЙ МАРТЕНСИТНОЙ СТАЛИ...............................349
5.1. Структура ОЦК сталей в исходном (нсдеформировакном) состоянии 350
5.2. Кривые течения................................................369
5.3. Макролокализация деформации...................................375
5.4. Локализация деформации на структурном уровне: зерно. Полосы локализованной деформации..........................................390
5.5. Классификация элементов деформационною рельефа на структурных уровнях: пакет, пластина, фрагмент пакета, рейка...................410
5
5.6. Тонкая структура полос локализованной деформации............434
5.7. Эволюция картины сдвигов и поворотов с деформацией........451
5.8. Заключение к главе 5......................................468
. СУБСТРУКТУРНО-ФЛЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ ПРИ ПЛАСТИЧЕСКОЙ
ДЕФОРМАЦИИ СТАТЕЙ СО СТРУКТУРОЙ ОТПУЩЕННОГО МАРТЕНСИТА ..........................................................473
6.1. Превращения субструктур...................................473
6.2. Скалярная плотность дислокаций............................484
6.3. Избыточная плотность дислокаций...........................496
6.4. Фрагментация отпущенной мартенситной стали и се связь с картиной дальнодсйствуютих полей напряжений (ДПН).......................509
6.5. Карбидные превращения в стали со структурой отпущенного мартенсита при деформации......................................521
6.6. Изменение состояния атомов углерода при пластической деформации.....................................................532
6.7. Структурно-масштабные уровни разрушения. Критическая суб-структура......................................................543
6.8. Заключение к главе 6......................................557
ЗАКЛЮЧЕНИЕ. ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ............562
ЛИТЕРАТУРА............................................................578
1. ВВЕДЕНИЕ В ПРОБЛЕМУ
Неоднородность пластической деформации - ее неотъемлемое свойство. Действительно. если не накладывать ограничений на интервал степеней деформации, величину скорости нагружения и температуру испытания, способ приложения нагрузки, а также на параметры структурного состояния материала, и. главное, на масштаб исследуемого локально деформируемого объема, то пластическая деформация всегда протекает неоднородно. В локальных объемах нагружаемого образца выделяются области, в которых достигаются большие значения степени деформации, ‘(ем в соседних объемах образца. Проблема локализации деформации и се учет как в экспериментальных, так и теоретических разработках учения о прочности и пластичности металлических материалов, а также неметаллических, например, полимеров, минералов на всех этапах его развития является актуальной. Естественно, что первоначально указанная проблема возникла при описании формоизменения образца в целом. Эго обстоятельство диктовалось тем, что в распоряжении экспериментаторов имелся практически единственный метод исследования - оптическая микроскопия. В дальнейшем арсенал методик обогатился разнообразными структурными методами исследования со значительно более высоким разрешением и широким интервалом увеличений. Ниже приводится краткий обзор, отражающий в концептуальном плане эволюцию основных представлений о природе локализации деформации и структурно-фазовых превращениях, сс сопровождающих.
7
1.1. Ранние сведения о локализации деформации
Было установлено (см. библиографию в (1-3]), что при растяжении моно- и полнкристаллических образцов пластичных материалов ( медь, алюминий, мягкая сталь и др.) на определенных этапах деформирования равномерное уменьшение поперечных размеров образца сменяется образованием шейки. При сжатии формоизменение образца существенно зависит от наличия трения между торцами образца [4-6], от соотношения длины образца и его поперечных размеров [4,51, » монокристаллах - от ориентации оси сжатия (числа равнонагруженных систем скольжения). При определенных сочетаниях этих факторов и достаточно высоких степенях деформации образен либо приобретает бочкообразную форму, либо в его объеме образуются фигуры деформации, имеющие некоторые из размеров порядка размера обрами, например, «конусы» и «призмы» скольжения [4.5]. В их внутренних областях пластическая деформация затруднена, так как сдвиг ограничен торцами. В окрестностях поверхностей, ограничивающих зоны затрудненной деформации, происходит интенсивное течение материала, которое в значительной степени и обеспечивает формоизменение образца.
Следующим шагом на пути понимания физики локализации деформации в металлических материалах яатяются работы [7-И), посвященные количественным исследованиям закономерностей распределения пластической деформации в поликристаллических сплавах. Основные выводы, полученные в этих исследованиях заключаются в следующем:
- имеет место неоднородность пластического течения в отдельных кристаллах (зернах) образца;
8
- существует периодичность распределения деформаций вдоль линейных осей образца (при растяжении и при сжатии);
- установлено, что размер зерна оказывает явное влияние на период распределения деформаций: меньшему размеру зерна соответствует меньший период колебания деформации;
- с ростом средней степени пластической деформации образца растет дисперсия распределения локальных значений деформаций ея;
- полосы максимальной и минимальной деформации расположены в образце под углами, близкими к 45е к оси растяжения. Линейные размеры полос на 1-2 порядка превышают размер зерен;
- неравномерность распределения деформации по зернам оказывает существенное влияние на прочностные и пластические свойства поликристалличсских металлов;
Большая часть исследований выполнена на низко- и срелнеуглеродистых сталях. В частности показано, что для ферритных сталей с ростом конкеїгтрации углерода в интервале 0,04 ... 0,26 всс% дисперсия распределения увеличивается с ростом єл (рис. 1.1.1). Для аустенитиых сталей она минимальна и не меняется в ходе пластического течения до значений єл % 0,8.
В (7] П.О. Пашковым дается картина деформации поликристалличсского аг-регата при одноосном растяжении, согласно которой пластическая деформация зарождается в наиболее слабых кристаллитах образца (с низким пределом текучести), которые статистически однородно распределены по образцу. В холе пластического течения эти области сливаются в направлении максимальных касательных напряжений в непрерывную систему взаимно пересекающихся областей с максимальной дефор-
9
мацией, пронизывающей весь образец. Зерна в промежуточных областях позднее втягиваются в деформацию и степень их деформации вес время отстает и даже может происходить в противоположных направлениях (из-за действия поперечных сил) или вовсе не иметь места. Как итог проведенных исследований в (10] делается заключение о том , что "... неоднородность поля пластической деформации проявляется в разнообразии'неравномерности распределения деформации, размеры элементов которой соизмеримы с размерами тела, с большими группами зерен, затем с малыми группами зерен и, наконец, с малыми частями внутри отдельных зерен". По сути работа Пашкова (7-10] явились одной из первых попыток выявит!, роль различных структурных элементов в пластической деформации.
В 20х - 50х годах появился целый ряд работ ( подробная библиография приведена в обзоре А.А. Урусовской [12] ), сообщавших о наблюдениях разнообразных полос деформации. Впервые их описал Е. Пфайлъ в 1927 г. Позднее более детально полосы деформации, наблюдаемые в железе и алюминии, были исследованы Ч. Барреттом и В. Левенсоном (1939 - 40 гг.). Они обнаружили, что кристаллическая решетка полос переориентирована по отношению к окружающему материалу, причем разворот решетки тем больше, чем больше деформация. Затем Хоникомб и Гой [13] с помощью рентгеновского микропучка показали, что астеризм на лауэграммах возникает только при попадании пучка на полосу деформации. Полосы с переориентированной кристаллической решеткой наблюдали многие исследователи (Е. Оро-ван,1942г.; И. Хесс и Ч. Барретт, 1949 г., А. Андерсон,1953 г. и др.). Они были обнаружены в моно- и поликристаллах а - железа, алюминия, кадмия, в сплаве А1 - Мн и других металлах и сплавах при различных способах деформирования.
10
Были предприняты попытки провести классификацию проявлений неоднородной пластической деформации в виде различных полос. Например, в [14] выделяется шесть типов полос: 1) полосы со сложным скольжением; 2) полосы со вторичными сдвигами; 3) компенсированные сбросы со следами вторичного скольжения; 4) тонкие сбросы; 5) толстые сбросы, образующиеся позднее тонких; 6) микросбросы. Из этой классификации, однако, не ясны физические признаки, которые положены в ее основу. Она скорее дает основания предполагать весьма сложную и разнообразную структуру полос к различные механизмы их образования, чем проливает свет на физическую природу полос.
Параллельно с экспериментальными исследованиями полос переориентации развивались модели их образования, преимущественно дислокационные (И. Хесс и
Ч. Баррст [15], Н. Мотт- [16] . А. Коттрелл [17] . Ф. Франк и А. Стро [1SJ , BJI. Ин-денбом [19] и др.). Простейшие оценки, например, в [17], показали, что в образовании полос деформации должны участвовать тысячи дислокаций, локализованных в весьма узких областях, то есть с образованием полос переориентации связана существенная локализация пластического течения.
Наиболее четко видение проблемы локализации пластической деформации к началу 60х годов представлено, на наш взгляд, С.И. Губкиным в его монографии [5]. Он ясно назвал главные приютны, вызывающие неоднородность пластической деформации: 1) микролокализация пластической деформации, обусловленная характером сдвигового механизма ; 2) макролокализация, вызванная внешними причинами; 3) локальное действие различных механизмов пластической деформации; 4) физическая, химическая и механическая неоднородность зерен поликристалла; 5) форма деформируемого тела; 6) условия нагружения. Следует особо подчеркнуть, что.
II
не имея возможности опираться на результаты исследования тонкой структуры, которые появились позднее, Губкин предвосхищает идею о масштабных уровнях локализации пластической деформации, вводя в рассмотрение ее микро- и макролокализацию.
1.2. Этап электронно-микроскопического исследования картины скольжения. Однородность и кластеризация сдвига
Со времени появлештя одного из наиболее распространенных ныне структурных методов исследования - электронной микроскопии (20-23) - в науке о прочности и пластичности начался новый этап. Для экспериментаторов наступила пора тонких структурных исследований; для теоретиков - время разработки дислокационных моделей упрочнения. На этом пути были достигнуты крупные успехи. Не ставя целью сделать обзор даже наиболее крупных достижений этого этапа, отметим лишь тс из них. которые касаются закономерностей формирования и эволюции дефектной структуры пластической деформации металлических материалов.
Прежде всего отметим, что применение методов электронной микроскопии высокого разрешения на репликах и фольгах естественных« образом значительно уменьшило ( по сравнению с оптической микроскопией) локальный объем материала, который подвергался изучению, что в большинстве работ приводило к утрате прнцсльности исследований в масштабе образца. Хотя применение обоих методов позволяло в принципе преодолевать указанные недостатки, комплексные исслсдоеа-1ШЯ являлись скорее исключением, чем правилом.
12
Напомним, чго впервые полосы скольжения наблюдали с применением оптической микроскопии сшс в 1889 - 1890 гг. ( О. Мюггс, Дж. Ивкнг и В. Розенхейн), то есть задолго до появления понятия «дислокация» и даже выявления кристаллического строения металлов. Электронно-микроскопические исследования (на репликах) картины скольжения на поверхности деформированных кристаллов были впервые предприняты Р. Гейденрайхом и В. Шокли в 1947 г. Эго явилось толчком к целой серии работ по изучению картины следов скольжения, формирующихся на элсктрополированных поверхностях моно - и поли кристаллических образцов в ходе пластической деформации. Наиболее весомый вклад здесь внесен немецкой школой [24-30] , прсдстав1ггслем которой ^иИаижг [31]) сделан также и один из наиболее полных обзор работ, выполненных в этом направлении. Начиная с 70-х годов, в исследования активно включились томские металлофизики [32-44]. К этому же моменту времени относится и начало выполнения представляемой работы.
К настоящему' времени в литературе накоплен большой банк данных по исследованию качестветсых и количественных закономерностей формирования картины скольжения в различных материалах: в металлах с различным типом кристаллической решетки [45-68] однофазных твердых растворах [32-38, 69-96], в том числе упорядочивающихся сплавах и интсрмсталлидах [32-34 , 36-39, 82-98], дисперсноу-прочненных сплавах [35,40,78,97-103] , облученных металлах и сплавах [56,104,105] , статях [106,107]. Наиболее подробно исследованы материалы с Г1ДК решеткой : медь [45-47] , никель [63-64], а - латунь [69-73], сплавы на основе меди [74-77] . Результатом этих исследований явилось установление целого ряда важных закономерностей формирования картины скольжения при активном нагружении. Отмстим наиболее существенное из них для развития представлений о локализации деформа-
13
Ш!и, поскольку изучение картины деформационного рельефа, позволяет извлечь весьма ценную информацию о протекании пластической деформации в широком интервале масштабов и которую затруднительно получить каким-либо другим путем.
Было установлено, что в большинстве исследованных материалов, подвергаемых деформированию при умеренных температурах и малых скоростях нагружения. на ранних стадиях пластического течения (в монокристаллах стадии I и 11) деформация осуществляется скольжением по плотноупакованным плоскостям (31,68,80] . Наряду с этим встречаются сообщения о скольжении и по другим кри-сталло1рафичсским гное костям, как правило, с малыми индексами Миллера. Такое скольжение наблюдалось, например, в материалах с ГЦК решеткой (108-114] где, как известно, привязанность дислокаций к шютноупаковашсым плоскостям весьма существенна (22,115,116].
Анализ показывает, что по величине мощности сдвига и характеру распределения следов скольжения в начале пластической деформации все однофазные материалы можно разделить на две группы. Первая характеризуется тонкими, равномерно распределенными но поверхности образца следами скольжения (32-34, 36-39, 45-68.81.S4.86-92.94,98] . К ней относятся металлы (45-68], сплавы с незначительным твердорастворным упрочнением (75,78,79]; твердые растворы в состоянии с дальним атомным порядком [32-34, 36-39, 84, 86-88] и интермсталлиды (94-98). Для другой группы характерна кластеризация следов скольжения ( объединение следов в пачки) [47, 69-76). Впервые кластеризация скольжения была обнаружена при металлографическом анализе в 192S - 29 гг. Masiina, Sachs, Goller на монокристаллах а - латуни. Впоследствии она была обнаружена и при электронно - микроскопических
14
исследованиях на а - латуни и других материалах с ГЦК решеткой в моно- и поли кристаллическом состояниях [32-34, 36-39, 69-75, 82-84, 88]. На монокристаллах сплавов системы Си - Al (Rosi [75]) было изучено влияние концентрации легирующего элемента на тенденцию объединения следов скольжения в пачки. Появились модели, описывающие это явление [117] . Основой моделей послужила идея о двойном поперечном скольжении, которое обеспечивает образовать пачек следов скольжения по близкорасположешсым активным плотноупакованньш атоскостям. Выгодность такого характера скольжения в твердых расгворах была обоснована Кяя-виным с соавт. [118] при детальном анализе смешений атомов разного сорта в процессе скольжения дислокаций по плотноупакованным атоскостям.
Картина скольжения и кривые "а - е". Исследование картины скольжения в широком интервале степеней деформации сыграло большую роль для понимания природы стадийности кривых течения монокристаллов металлов и сплавов [28-31, 67, 68, 99]. Наиболее подробно эта проблема изучена для систем с ГЦК решеткой. Ранние работы, выполненные преимущественно с использованием металлографического анализа, обобщены в объемном обзоре Л.М. Клсрборо и М.Е. Харгривса [99]. Современное состояние проблемы стадийности представлено в работах В.И. Тре-филова, В.Ф. Моисеева с соавт. [119], Н.А. Коневой, Э.В. Кохтова с соавт. [39.120].
Стадия легкого скагьжсния (стадия I), характеризуемая низким значением коэффициента деформационного упрочнения (в), большинством исследователей связывается с преобладающим скольжением по первичной системе. Между тем, ряд авторов наблюдали на первой стадии скольжение также и по другим октаэдрическим плоскостям (см. ссылки в [99] ). Переход от стадии I к стадии II - стадии линейного упрочнения с высоким 9 - в большинстве случаев обусловлен включением в дс-
15
форматно вторичных (октаэдрических) систем скольжения [24,28,30,52,68,71,72, 99]. Некоторые авторы (52,105,121) отмечают, что наступление стадии И коррелирует с образованием полос перегиба, полос вторичного скольжения и полос сброса разного масштаба. Так в [121] появление стадии II связывается с образованием единственной полосы сброса , все размеры которой соизмеримы с размерами нагружаемого монокристалла. Появлению полосы сброса предшествовало накопление на стадии I избыточной плотносги дислокаций, распределенной в объеме образца. Переход к стадии III- стадии параболического упрочнения - чаше всего связывается с образованием грубых следов скольжения [26,28,31,52,67] и формироваггием полосовых разориентированных структур [119,120].
Зона сдвига. Фрагментация скольжения. Последовательное изучение эволюции картины скольжения на разных стадиях кривой течения металлов гг сплавов позволило получитг» ценную информацию о закономерностях формирования зон сдвига, в том числе, что особенно важно, количественную (26, 31-34, 36-38, 47, 52, 55, 57, 70, 74 и др.] и это способствовало успешной разработке моделей деформационного упрочнения, базирующихся на представлении о зонах сдвига. Крупные успехи в этом направлении достигнуты в научной школе Л.Е. Попова (см., например, монографии [122-125]). Теория, развиваемая в этой научной школе, хорошо описывает деформационное упрочнение материалов, в которых деформация протекает однородно. Между тем, как обнаружено в [47, 52], по крайней мерс в монокристаллах Г11К сплавов, скольжение фрагментировано. Это означает, что число действующих в объеме монокристалла систем скольжения больше числа активных систем в произвольно выбранном локальном объеме. Заметим, что закономерности протекания процесса
16
фрагментации скольжения еще маю изучены и, как правило, не учитываются при ■теоретическом описании экспериментальны* данных.
Исследование эволюции деформационного рельеф в поликристаяяических металлах и сплавах позволило понять механизм их пластической деформации. Впервые детальное исследование роли поликристалличности в деформационном упроч-нении с применением высокоразрешающих методов структурного исследования было проведено Н.А. Коневой, Э.В. Козловым, Ю.П. Шаркеевым на примере упорядочивающеюся с образованием сверхструктуры И2 сплава NijFe (32,37) . На основе количественных экспериментальных данных по картине скольжения эти авторы предложили адекватную реально наблюдаемому поведению зерен схему деформации, выявили роль аккомодационного скольжения. Используя полученные значения параметров скольжения, экспериментально определили величину плотности дислокаций. аннигилировавших в ходе пластической деформации. Значение этой характеристики важно для понимания механизмов разупрочнения и ее невозможно получить из других экспериметов. В научной школе Н А. Коневой, Э.В. Козлова был достигнут также заметный успех в изучении совместности деформации зерен поли-кристалличсского агрстата (37,127]. Особенностью этих исследований явилось использование методики, позволявшей определять фактор Шмида в каждом зерне, что помогло ему выявить корреляционные эффекты в поведении зерен при пластической деформации.
17
1.3. Исследования дислокационной структуры и её эволюции с деформацией
Интенсивные исследования дислокационной структуры проводились методами просвечивающей и дифракционной электронной микроскопии параллельно с изучением картины скольжения. Однако зачастую работы выполнялись различными авторами, что делает практически невозможным прямое сопостаатение результатов исследования дефектной структуры и картины деформационного рельефа даже для одного и того же материала вследствие неоднородности протекания пластической деформации.
Вначале большинство работ было посвяшсно изучению свойств отдельных дислокаций в металлических системах, их взаимодействию, механизмам размножения при пластическом деформировании. Результаты этих исследований обобщены в широко известных монографиях и обзорах (17, 19, 22, 23, 80, 115, 116, 128-140]. В итоге была установлена структура дислокаций, в том числе сверхдислокшшй в сплавах с дальним атомным порядком [136, 141, 142]. В частности, был выявлен сложный характер расщепления винтовых дислокаций в ОЦК металлах и сплавах (116), а именно: дефект упаковки, соединяющий частичные дислокации, залегает в трех пересекающихся плоскостях скольжения. Идентифицированы дислокационные барьеры-соединения, вектор Бюргерса которых не лежит в плоскости скольжения: барьеры Ломсра-Коттрелла. Хирта, Кира и др. (17, 68. 115. 116, 142]. Были получены доказательства работы источников дислокаций типа Франка-Рида, в том числе в экспериметах «1п 5Йи» (143,144].
В семидесятых годах внимание металлофизиков концентрируется на проблеме коллективных явлений в дислокационной подсистеме (145-151]. Эксперименты сви-
18
детельсгвовали, что при разных способах механического воздействия в условиях высоких аютностсй дислокаций, в материалах с различным типом кристаллической решетки, величиной энергии дефекта упаковки и твердорастворного упрочнения формируется весьма широкий спектр субструктур, обязанных взаимодействию дислокационных ансамблей [152-157). Достаточно полная классификация наблюдаемых типов субструктур для однофазных моно- и поликристаллов приведена в работе H.A. Коневой и Э.В. Козлова [120]. Ими были выявлены две основные ветви дислокационных превращений при активном нагружении: низко- и высокоэнсргстичсская. Сопоставление последовательностей сменяющих друг друга типов субструктур с закономерной сменой стадий на кривой течения привело авторов [120, 140] к выводу о взаимосвязи этих процессов: смена субсгруктур определяет смену стадий деформационного упрочнения. Этот вывод был экспериментально доказан для четырех стадий кривой течения моно- и поликристаллов сплавов на основе шгкеля и меди [120, 140].
Основные типы субструктур. Из всех типов субструктур в настоящее время наиболее исследованы ячеистая [45, 65, 158-176] и фрагментированная [139, 177-191]. Они формируются в металлах и сплавах с высоким значением энергии дефекта упаковки и низким твердорастворным упрочнением [192]. Большое внимание к изучению ячеистой субструктуры обусловлено, по-видимому, тем, что во всех чистых ГЦК металлах, с которых исторически начиналось исследование дислокационной структуры материалов с гранецетрированной кубической решеткой, на стадии II образуется ячеистая субструктура [45, 65, I62[. Хотя ее образованию предшествует клубковаи. формирующаяся обычно на стадии I, внимание экспериментаторов в основном привлекала стадия II и, следовательно, ячеистая структура. Большое количс-
19
сгво работ посвящено исследованию влияния ряда факторов (ориентация монокристаллов. состояние атомного порядка и состав сплава) на закономерности формирования и развития ячеистой дислокационной структуры с деформацией [159, 167, 170). Предложено несколько моделей для описания зарождения и эволюции ячеистой структуры (164, 169, 171-173); строения границ ячеек [164, 174), а также разрушения ячеистой структуры [175, 176).
Фрагментированная субструктура образуется при больших пластических деформациях и, как показано в [139, 177, 187-189), является критической в том смысле, что она не способна с ростом степени деформации к дальнейшим превращениям без образования микротрещин. Наиболее детально этот тип субструктуры изучен, как в экспериментальном так и в теоретическом отношении, В.В. Рыбиным, А.Н. Вергазовым, В.А. Лихачевым [139, 177-182, 184-186). В частности, в [190] на молибдене установлена связь между макролокализацией деформации в шейке и формированием фрагментированной субструктуры. На основании этих исследований Рыбиным в [150) предложена физическая модель потери механической устойчивости и образования шейки, базирующаяся на развитии представлений о дисклинаиионных модах пластического течения. Именно частичные ди скли нации и возникающие при их движении границы, согласно [150], ответственны за образование шейки при одноосном растяжении.
Начиная с восьмидесятых годов, большое внимание уделяется закономерностям формирования субструктуры с непрерывными разориентировками, возникающими вследствие протекания процессов поляризации дислокационной структуры (образование избыточной локальной плотности дислокаций ) в ходе пластической деформации. Она, как правило, предшествует в цепочке субструктурных превраще-
20
ний образованию структур с дискретными границами раэориентации, в том числе и фрагментированной [120, 140).Исследование этого типа субструктуры наиболее про-двинуто работами томских металлофизиков на самых различных металлических системах: однофазных твердых растворах (140.193-1%) в моно- и поликристаллическом состояниях, сплавах с дисперсными частицами (197-200), сталях (198, 201).
Важно отметить, что в большинстве этих работ экспериментально методами просвечивающей и дифракционной электронной микроскопии измерялись компоненты тензора изгиб - кручение (*) , знание которых позволило авторам (140) полу-ЧИТЬ КОЛЮ1ССТВСННЫС сведения о величине амплитуды внутренних полей напряжений , создаваемых в ходе пластической деформации , и выявить их роль в субструк-турном упрочнении различных металлических систем . Параллельно с этими исследованиями автором настоящей работы проводилось изучение картины дальнодейст-вующих полей напряжения на сталях со структурой отпущенного смешанного пакетно-пластинчатого мартенсита и позднее на азотированных аустснитных сталях (результаты этих исследований представлены в главах 4 и 6).
Заметим, что 8 ряду исследованных дислокационных субструктур сетчатая дислокационная структура яатястся наименее изученной. Между тем, она образуется во многих сплавах со средним значением энергии дефекта упаковки как при пластической деформации (202-208), так и при других вилах воздействия на материал (облучение пучками ускоренных частиц (209-214), тепловых воздействиях (215)). Выяазение закономерностей формирования сетчатой субструктуры и роли, которую она играет в цепочке субструктурных превращений, яатястся важной задачей. Эта задача особенно актуальна для Г11К монокристаллов твердых растворов, поскольку нм присуща значительная неоднородность дислокационной структуры в объеме кри-
21
стаяла . В определенной степени лот пробел восполнен в настоящей работе - в п. 3.1 приведен более полный анализ ранних исследований закономерностей формирования сетчатой субструктуры.
В целом субструктурі(ыс исследования несомненно продвинули понимание природы явления упрочнения металлов и сплавов, обеспечиваемого дислокационной подсистемой, закономерным образом эволюционирующей в ходе пластической деформации. Как отмечал В.А. Лихачев на одном из свердловских семинаров суб-структурные исследования позволили повысить прочность металлов и сплавов на
20—г.
ММ'
1.4. Масиггабные и структурные уровни деформации
В эпоху широкого рас простране !шя методов тонких структурных исследований (6<)-е-70-е годы ) вопрос о неоднородности протекаїшя пластической деформации оставался в тени, хотя и тогда ряд ученых считали эту проблему весьма важной и вели активные исследования в этом направлении. Так неоднородность дислокационной структуры на масштабах порядка I ... 10 мкм в (120.140] учитывалась измерением обье\гных долей субструкту р сосуществутощих в локальных объемах образца. Что же касается неоднородности де<]юрмаю!И на макромасштабах, то здесь следует отмстить работы алма-атинской школы меташюфизиков, возглавляемых А. А. Пресняковым. Они развивали исследования макролокализации в металлических материалах, обобшентле в ряде монографий [216-218]. В своих работах Пресняков активно проводит мысль о необходимости учета того, что при нагружении образцов экспериментатор имеет дело не с образцом самим по себе, а с системой «образец-
22
машина». Он вводит понятие бегающей и стационарной шейки, которые, в частности. использует для объяснения »шнуровой» (219] (винтовой в [216, 217]) локализации деформации. В [219] показано, что «шнуровая» локализация сопровождается возникновением широкого спектра механических колебаний, фиксируемых при работе системы «образец-машина».
Таким образом, к началу восьмидесятых годов в эксперименте сосуществовали два подхода к описанию процесса пластической деформации: макроскопический и микроскопический. Аналогичная ситуация стожилась и в теории. Макродефорча-ция твердых тел описывалась ставшими классические методами теории упругости для макроконтинуума [220-222]. Микроскопический подход реализовывался в рамках теории дислокаций [68.115,116.122-125,137,148,176]. Долгие годы эти подходы развивались параллельно, совершенно независимо друг от друга, испытывая серьезные затруднения: первый - при описании среды со структурой, второй - при учете неоднородности пластической деформации, выражающейся, в частности, в ее локализации. О последней свидетельствовал целый ряд исследовании (в том числе с применением самых современных методов) дефектной структуры, формирующейся в условиях развтой пластической деформации, а также в материалах со сложной исходной структурой, как правило, в промышленных материалах [177,178,181, 223-225].
В 1982 году В. Е. Паниным с соавт. [226[ была предложена концепция структурных уровней деформации. Она основывалась на тех установленных фактах, что пластическая деформация является суперпозицией трансляционных и поворотных мод. Эго обусловливает вовлечение в деформацию иерархии структурных уровней. Вследствие этого для полного описания механизма пластической деформации кри-
23
сталличсских тел необходимо учитывать всю совокупность возможных в данном конкретном материале структурных уровней. Авторами (226) был предложен один из вариантов такой иерархии: 1) образен; 2) зерна ( в поликристаллах); 3) фрагменты зерен, включения второй фазы; 4) блоки; 5) ячейки, трубки, двойники; 6) дислокации; 7) атомы, включая точечные дефекты; 8) электроны. В обшем случае характер систематики согласно [226] зависит от условий поставленной задачи, но суть любой систематики заключается в том, что каждый структурный уровень испытывает мак-родеформашпо по отношению к нижестоящему уровню и микродеформацию по отношению к вышестоящему уровню. Концепция структурных уровней оказалась весьма плодотворной при описании закономерностей пластической деформации самых разных кристаллических материалов и. в частности, нашла экспериментальное подтверждение в настоящей работе.
Идея о многоуровневом характере пластической деформации и разрушения кристаллических тел была далее развита как автором этой концепции [227,228] , так и другими исследователями [139,176,229-233]. Владимиров В.И. и Романов А.Е. [176], Рыбин В.В. [139] вводят в рассмотреть масштабные уровни деформации. Согласно [176], существуют четыре масштабных уровня пласптческой деформации: 1) микроскопический (атомный) с характерным масштабом 1... 306 ( Ь - вектор Бюр-гсрса); 2) мезоскопический ( уровень дислокационной структуры - ^-О.К-З мкм; 3) структурный ( в поликристаллах - зерно, в монокристаллах -блоки) - 1а “ 20 ...200 мкм; 4) макроуровень с масштабом 1 >10 1*. Рыбин выделяет также четыре масштабных уровня, масштаб которых связан с соответствующими линейными характеристиками структурных элементов : 1) атомный уровень с масштабом Ь< 1] 5 р' 1/2 ( р -скалярная платность дислокаций) ; 2) микроуровень- р‘,/7< Ь< б ( с! - размер
24
ячейки ИЛИ фрагмента); 3) меэоуровень - р-1/2 < с! < 135О(0- инфрафрагмент или зерно) и, наконец, 4) макроуровень р-'/2 - размер образца
или неоднородности внешнего упругого поля). Очевидно, что концепции структурных и масштабных уровней деформации и разрушения тесно связаны с масштабом структурного элемента, что нашло отражение в более поздних классификациях, например в [229]. Авторы 1229] каждому структурному уровню пластической деформа-ции в представленной классификации, основанной на результатах экспериментальных исследований эволюции субструктуры, сопоставляют масштаб структурного элемента и относят его к одному из четырех масштабных уровней ( микро-, мезо-, уровень зерна, макроуровень ). В этой работе Коневой НА и Козловым Э.В. предпринята также первая попытка описания деформационного упрочнения с позиций структурных уровней. Мещеряков Ю.И., Атрошенко С.А. с соавт. [230-233], обобщая результаты экспериментальных исследований динамического деформирования и разрушения широкого класса материалов, приходят к заключению о многомасштабном характере динамического деформирования и вводят в рассмотрение три масштабных уровня отколыюго разрушения : мезоскопический, суттерструктурный и макроуровень. В [231] установлен некристаллографмческий характер динамического деформирования на мезоскопическом и супсрструктурном уровне.
Следует отмстить, что имеющая место неоднозначность подхода разных исследователей к классификации системы структурных и масштабных уровней в основном обусловлена явным недостатком экспериментальных данных по этой проблеме. Очевидно, что любые описания поведения металлов и сплавов при пластической деформации и разрушении проводились на том или ином структурном и масштабном уровне, холя в большинстве случаев это специально и не было отмечено. Между
25
тем, уместно напомнить, «по еще в конце 50-х годов С И. Губкин [51 указывал на разномасштабность протекания пластической деформации. Однако только в 80-х годах необходимость такого описания была взята на вооружение многими экспериментаторами и теоретиками, работающими в этой области. В определенной степени этому способствовало то обстоятельство, что в эти годы круг изучаемых материалов значительно расширился главным образом за счет разнообразных промышленных материалов, упрочнение которых обеспечивалось действием нескольких механизмов (твердорастворное, субструктурное, дисперсионное упрочнение). Кроме того, значи-тельно расширился итервал степеней пластической деформации, в том числе и для традишюнно использусмььх в качестве объектов исследования чистых металлов и однофазных сплавов.
1.5. Поносы сдвига (shear bands)
Полосы сдвига как типичный продукт пластической деформации. Для рахшч-ных металлов и сплавов первоначально гомогенная пластическая деформация при больших ее степенях становится негомогенной. характеризуемой образованием полос сдвига [109,111,234-236]. Полоса сдвига - это пластннеподобная область кристалла, в результате локализации деформации в которой, одна часть кристалла (образца) оказывается сдвинутой отностедьно другой. Распространенность формирования полос сдвига в различных металлических материалах иллюстрирует табл.
1.5.1. Полосы сдвига являются характерным элементом деформационной структуры и в большинстве случаев обеспечивают основную часть деформации на поздних стадиях нагружения. Образование полос сдвига облегчено в предварительно дефор-
26
Таблица 1.5.1.
і Материал Моно-, поликристалл Способ деформирования, температура (Т), скорость нагружения (е) Методы исследования I Ссылка ! 1 ■
Металлы
А1 моно плоское сжатие оптика, ПЭМ 264, 265 I
- - и- усталость оптика, ПЭМ 250 1
- и - прокатка, Т-®??, 293К -//- 249
№ моно сжатие оптика, ПЭМ (реплики) 64 ■
Си моно прокатка, Т=77, 293К оптика 239
- и - сжатие в канале оптика. ПЭМ 264
- // - сжатие оптика, ПЭМ (реплики) 64
- // - 1 растяжение оптика. ПЭМ 285
Мо моно прокатка, усталость оптика, ПЭМ 283. 284
А1 поли 1) динамика оптика ПЭМ 235. 266
Си ' и" є і 1(Рс1 -//- - И -
А» - // - Г 2) квазистатика - я - - и -
Аи прокат, сжатие -//- - п -
Яе - // - прокатка оптика, ПЭМ 246
Ті -//- ударные испыт. РЭМ. ПЭМ 251, 280
А1 (техн.) - и - горячая прокатка, растяжение оптика. ПЭМ 250, 253
Однофазные сплавы
Си-6%А1 моно холодная прокатка оптика. ПЭМ 264
№з(А1,Т0 - //- растяжение, Т=973, 290К РЭМ 240. 243
№а(Л1, Та) - и - растяжение, Т=290К РЭМ 243
Ni.Ce сжатие 267
А1-3%Си - и - сжатие в канале оптика, ПЭМ 109
а-латунь ПОЛИ растяжение в канале ПЭМ 268
1 а-латунь - и - холодная прокатка 1 оптика. ПЭМ 252, 246, 263
А1-4&Си - // - холодная прокатка, растяжение ПЭМ, РЭМ 108, 257]
А1-Мв-Мп * // - растяжение | оптика плоское 114, 223 1
А1-4.8%Мв - и - прокатка, | ПЭМ растяжение. 235 1
А1-3%Ы- 1%Си - и - сжатие, динамика I 235
27
АІ-4.8%Мя 1 - и- прокатка оптика. ПЭМ 244, 245
Cu-Zn - // - растяжение 223
Pb-Sn, Pl-As - // - усталость оптика 226
Cu-Au, СліяАи(БП) - // ■ прокатка ПЭМ | 259. 269
Cu-22%A1 - // - растяжение (свсрхпл астичность) РЭМ. ПЭМ 281, 2S2 j
Сплавы с частицами
Fc-Ti-Mл(азот) моно растяжение, Т=77...473К оптика, in situ ] 236, 225 j
Fe-Ti(a3m) - // - - // - - // - 225
Al- 3bcc%Cu сжатие в канале оптика. ПЭМ 109
Cu-Ni-Al - // - 1 растяжение ПЭМ 277
Co-Ni-Ti- j A1 - // - -//- ПЭМ 277
Al-4%Cu ПОЛИ растяжение ПЭМ 257
Al- 3bcc%Cu - и - - // - оптика 109
Al-Zn-Mg гидрост. сжатие ПЭМ (реплики) 260
Nb-Mo- ZrO, - // - растяжение оптика, ПЭМ 270. 271
Двухфазные сплавы
Ti-6%A1- 4%V ПОЛИ ударные испытания оптика 242, 278
Zn-22%A1 - //- растяжение (сверхпластичностъ) оптика, ПЭМ 256
Стали
мартенсит. стати пссвломоно растяжение оптика, ПЭМ 272,273 і
перлит ПОЛИ растяжение ПЭМ 262
аизкоуглер од. стали ПОЛИ растяжение оптика. ПЭМ ПЭМ 110.237, 274
-//- электростимулирован ное волочение ПЭМ 256
поверх-ностно-упрочнен-ная сталь ПОЛИ растяжение 1 оптика ! 275
Аморфные материалы
Ni76P24. 1 1 тонкие пленки сжатие РЭМ. ПЭМ 279
28
мированных материалах, а также при изменении направления приложенной нагрузки (НО, 223,237]. Формирование полос сдвига типично для высокопрочных материалов. высокие напряжения в которых достигаются уже при малых степенях деформации, за счет, например, присутствия в материале вторых фаз (в виде мелкодисперсных частиц [238-240]. либо выделений пластинчатой формы [225,241,242]). Из вышесказанного естественно следует, что зарождение полос сдвига происходит в высокодефектной структуре при достижении в материале значительных напряжений.
Классификация полос сдвига. Наблюдаемые в экспериментах полосы сдвига различаются масштабом. Имеющиеся в литературе данные свидетельствуют, что ширина полос сдвига, зафиксированных экспериментально в различных материалах при разных способах деформирования варьирует в интервале от сотых долей [235] до сотен [240,243] микрометров. Даже для одного и того же материала она может измениться на порядок [242]. Длина полос также варьирует в широких пределах: от долей микрометра до размеров образца. Разномасштабностъ полос сдвига, формирующихся как в pa3Jm4Hbix материалах, так и в одном и том же, обусловила , с одной стороны, определенную некорректность в терминологии, связанную с описанием процесса елвигообразования. а с друтой стороны, способствовала возникновению классификации полос сдвига по масштабу. Например, в [238] предлагается два масштаба полос сдвига: 1) масштаб зерна (grain scale shear bands ) и 2) масштаб размера образца (sample scale shear bands ). Первые часто называют микрополосами сдвига. Они распространяются на одно или несколько зерен, вторые - через весь образец (или монокристалл) и получили название макрополос сдвига. Авторы [238] считают эти полосы макроскопическими в том смысле, что они " ... не кристаллографические, не
29
вызваны специальным скольжением и не связаны кристаллографически с картиной предшествующей микроструктуры".
Позднее А- Корбел с соагзт. {244,245] предложил и иную классификацию: а) микрополосы сдвига или грубые полосы скольжения (coarse slip bands - CSB), которые параллельны {111} и пересекают зерно; б) полосы сдвига - пересекают несколько зерен (то есть пересекают, что важно, их границы); в) макрополосы - пересекают образец. М. Хатерли и А. Малин 1246], обобщив экспсримснта;1ьныс результаты по изучению процесса сдвигообразования при прокатке полнкристалличсских материалов, выявили иерархические схемы развития этого процесса с деформацией
млДж мцДж
в материалах с низкой (у й 20------- ) и высокой ( у £ 40-------) энергий дефекта
м м
утгаковки. Для материалов с низким значением у характерна иерархия: хогкродвой-
ники -> полосы сдвига ~» макрополосы сдвига; для материалов с высокой у ; фубые
полосы скольжения ->полосы сдвига -►макрополосы сдвига. При этом каждый
последующий элемент цепочки превращений представляет собой кластер (пачку)
элементов предыдущего уровня.
О формировании шка,хы масштабов в системе взаимодействующих дефектов (качественное обсуждение). Заметим, что употреблетге приставок ммкро-, макро-, а также меэо- применительно к полосах« сдвига, широко используемое в нитруемой .литературе, носит условный (сети не произвольный) характер. По сути оно лишь отражает экспериментально установленный факт разномасигтабности полос сдвига. Вполне определегшым минимальным масштабом дтя кристаллической среды является параметр кристаллической решетки. Поэтому' применительно к полосе сдвига использование термина микропаюса было бы оправданным только при условии, когда наименьший параметр полосы (толщина) не превосходил 10 параметров решет-
30
ки. Однако указанный масштаб соответствует уже пределу разрешающей способности большинства используемых методов исследования полос сдвига. Отсюда и очевидна условность использования в литературе термина микропаюса. Ещё больший произвол связан с использованием термина макрополоса, обычно сопоставляемого с объектом, хотя бы один размер которого соизмерим с размерами образца (как правило, речь идет о длине полосы). С другой стороны, по определению, макромасштабом может быть назван любой масштаб, на несколько порядков превышающий размер атома. Очевидно тогда и условность применения термина макрополоса. В действительности, естественная шкала масштабов устанавливается субструктурой взаимодействующих дефектов среды (139,229,246). Следствием сильного взаимодействия дефектов является формирование устойчивых структурных элементов, характерных для данного структурного уровня. Устойчивость в данном случае означает меньший уровень энергии взаимодействия элементов по сравнению с внутренней энергией связи каждого элемента. В результате пространственный масштаб на каждом структурном уровне определяется радиусом действия этого элемента, который, в свою очередь, тесно связан с постелями взаимодействия. Подвижность шкалы масштабов хорошо иллюстрируется, например, диапазоном диаметров зерен. Осознавая условность применяемой терминологии нет особого смысла при {хгтрообзорс литературных источников сс изменять. Поэтому ниже сохраняется авторская редакция терминов.
Несмотря на сделанные замечания, классификации, приведенные выше, несомненно полезны, поскольку несут информацию о типичных морфологических признаках полос сдвига. Разумеется, они не являются исчерпывающими, как признают и авторы (246). В частности, важнейший морфологический признак - измене-
31
нис ориентации кристаллической решетки внутри полосы сдвига по отношению к решетке исходного материала, отмечаемый в ряде прецизионных исследований [109,139,176]. явно не акцентируется в этих классификациях Не вызывает сомнений, что наиболее содержательной в физическом отношении является классификация, в которой каждому' из уровней иерархии, качественно отличающемуся от других. адекватно сопоставляется надежно установленный основной физический носитель деформационного процесса на данном уровне. Задача выяапсния подобных носителей относится к числу актуальных фундаментальных проблем физики твердого тела и предполагает в качестве необходимого этапа проведение систематических детальных и прицельных исследований процесса локализации деформации »и разных масштабных и структурных уровнях. Серьезное продвижение в этом направлении можно ожидать в экспериментах на монокристаллах, т.к. такие эксперименты позволяют получтгп» кристаллогсометрические характеристики полос сдвига.
Макрополосы сдвига в монокриста.глах А1-Звес%Си при тоской деформации сжатием. Среди работ выполненных на монокристаллах в первую очередь, на наш взгляд, следует выделить работу Харрена с соавт. [109]. Для изучения закономерностей формирования полос сдвига авторами [109] использовались монокристаллы с различной ориентировкой, применялся комплекс методик, позволявший, в частности, проводить рентгеноструктурный контроль ориентации оси сжатия и граней кристаллов. Такой подход дал достаточно точную информацию об ориешировках границ полос сдвига. Было установлено, что в большинстве случаев ориентировки границ полос оказались близки к плоскостям с индексами {ИИ1), не совпадающими с плоскостями легкого скольжения (как известно, для ШК кристаллов это плоскости (111] ). Вторым важным результатом этой работы являются данные о разорисн-
32
тировкс решетки внутри макрополосы сдвига по отношению к орненташш решетки материала вне полосы. Наряду с разориентировкой материала полосы в целом (на Дер «= 2°), были обнаружены большие ориентировки (Дф =» 5°) в локальных слоях (sheets), расположенных внутри макрополос, что свидетельствует о неоднородности макрополосы. Имеются основания считать, что неоднородность макрополосы в данном конкретном случае непосредственно связана с наличием частиц 0' и 6" фаз, выделившихся в процессе старения. Поэтому неоднородность ориентировки решетки макрополосы в обшем случае не является обязательной. Кроме того, установлены ориентировки осей поворота решетки внутри макрополосы для каждой ориентировки оси нагружения. В физическом отношении принципиальный интерес представляет следующий факт: макрополосы возникают в условиях действия двух активных систем скольжения с перссскаюшимися плоскостями легкого скольжения.
Связь ориентировок границ макрополос с коэффициентом деформационного упрочнения [109]. Следует отмепггь, что авторами 1109] предложена феноменологическая модель, позволяюшзя. во-первых, предположить количественный критерий потерн устойчивости состояния деформации однородного плоского сжатия (результатом которого является образование макрополос), и, во-вторых, установить связь угла о между осью одноосного сжатия и плоской границей макрополосы
do
с величиной коэффициента деформационного упрочнения (0 =—, где е - истинная
de
деформация). На основе результатов работы (1091 нетрудно показать, что потеря устойчивости (бифуркация) при 0 > 0 реализуется в области малых значений 0 (при 0 < 0 бифуркация имеет место при произвольных значениях [б)). Существенно, «по даже при 0 = 0 максимальное значение угла отклонения границы макрополосы от ближайшей активной плоскости легкого скольжения не превышает 10° (при этом
33
минимальное отклонение равно нулю). Критическому значению 0К > 0, при котором возможно появление первых макрополос (в условиях нарастания деформации, монотонного изменения 9 и симметричной по отношению к системам скольжения ориентировки оси сжатия), соответствуют углы <1>к * ± 50°, отвечающие отклонению плоскости границы макрополосы от плоскостей легкого скольжения примерно на 5°. В целом выводы модели удовлетворительно согласуются с наблюдавшимися в (109] ориентировками макрополос.
Отметим, однако, что приведенные данные об ориентировках макрополос не позволяют утверждать, что каждому значению 0 из интервала 0 < в < 9К отвечают пары углов , ф?14 = -ф]^ со значениями ф! = - фз > ч>к > 0, ф2 = - фд < фк > 0, стремящихся, как показывает теория (109], к фк при 9 0К и к значениям ф1мах * 55° и 92 шш * 45е при 9 -> 0. Поскольку значению ф * 55° отвечает ориентация плоскости легкого скольжения, то на основе приведенных в (109] результатов, скорее можно сделать вывод о преимущественно двух наблюдаемых дискретных ориентировках макрополос, составляющих с плоскостями легкого скольжения углы, близкие к 4° и 10°, соответственно.
Аналогичное исследование (236], выполненное на монокристаллах Рс-'П-Мп с ОЦК решеткой при одноосном растяжении, приводит практически к тем же особенностям ориентировок макрополос. Однако их формирование происходит при отрицательных значениях коэффициента упрочнения.
Зарождение и распространение полос сдвига. Макрополосы сдвига зарождаются в наиболее изогнутых участках образца (111,121,236,248] либо у границ зерен (109,244]. Процесс их распространения обусловлен концентрацией напряжений на фронте полосы. В (223] показано, что в материалах с низкой энергией дефекта упа-
34
ковки (например, сплавы на основе меди) величина локальных напряжений на фронте полосы велика и полоса распространяется непрерывно через весь образец. Если концентратор напряжений слабый, то наблюдается ступенчатое распространение полосы. В материалах с высокой энергией дефекта упаковки (например, в А1-М$5-Мп 0,8) полосы распространяются только прерывисто. Авторами (223] также установлено, что величина скачка существенно зависит от степени предварительной деформации.
Тот факт, что процесс образования полос сильно локализованного сдвига тесно связан с неустойчивостью дислокационной структуры, сформированной на ранних стадиях пластической деформации, обсуждается в ряде работ (110,111.235,237.249]. В [237], например, показано, что дислокации, активированные при изменении направления нагружения, разрушают субструктуру, созданную Предшествующим нагружением. Микрополосы сдвига могут зарождаться и расти в разных субструктурах: дислокационные клубки, ячейки, сетчатая субструктура [120.140,235,161], причем образование первых микрополос весьма тесно связано с активными системами скольжения (110,237,244]. При дальнейшем деформировании эта связь ослабевает и, когда в материале формируется однородная структура ( материал становится квазиизотропным). исчезает вовсе, и полосы сдвига следуют через нсско.лько зерен.
Отмстим, что в лтгтсратурс имеются сведения о разном характере внутренней дефектной структуры полос сдвига. Внутри полос сдвига методами ПЭМ наблюдали фрагментированную (234,245,250-253] и ячеистую ]250] субструктуры, субструктуру с непрерывными разориентировками (109,239,248], хаотически распределенные дислокации и вакансионные петли [254] и, наконец, полосы вовсе без дислокаций
35
(бсэлислокашюнныс каналы [255,2561). Такое разнообразие дефектной структуры, образующейся в полосах сдвига, наводит на мысль о разных механизмах процесса сдвигообразованля. В настоящее время предложено несколько таких механизмов (109.235,241,251,257,258]. В частности, механизм, предложенный авторами (235]. объясняет формирование в микрополосах ячеистой структуры и основан на концепции продолжающегося развития полос скольжения. В (251] предлагается простая модель образования полос сдвига. В ней смешение оді сой части образца относительно другой происходит подобно движению пластин, разделенных слоями вращающихся "горошин". Роль последних выполняют дислокационные фрагменты. Подобная модель привлекается для обсуждения процесса сдвигообразованля авторами (227,259], однако механизм образования самой мслкофрагмсігтированной структуры в полосах в этих моделях не рассматривается.
Характеристики полос сдвига в общем случае определяются: 1)методом деформации и се величиной; 2)тсмисратурой испытания; 3)скоростьк> нагружения; 4)размером зерна в поликристаллах); 5)орискпшией оси деформации (в монокристаллах); 6)кристаллическоЙ структурой; 7)типом субструктуры, а она, в свою очередь, определяется энергией дефекта упаковки, числом активных систем скольжения и тл. Например, в [249]показано, что при холодной прокатке монокристаллов алюминия с ориентацией {011} <100> полосы сдвига не образуются, а с ориентацией {112}<100> - образуются. Снижение температуры прокатки их огрубляет. В этом же направлении влияет легирование, т.е. увеличение концентрации легирующего элемента приводит к возрастанию величины сдвига в полосе, хотя сам факт образования полос сдвига не зависит от того легирован материал или нет. Например, в (225]
36
установлено, что в азотированных сплавах Рс-П-Мп и Яе-Т! реализуются тс же системы полос сдвига, что и без азота.
С ростом степени деформации, как правило, число систем полос сдвига растет, увеличивается плотность палое в системе. Так в (234] установлено, что независимо от ориентации монокристаллов Си - 6 % А1 при холодной прокатке вначале образуется система полос, наклоненных пол углом * 19° к направлению прокатки; при больших степенях деформации появляется вторая система полос, расположенных уже под углом 33........37° к направлению прокатки. СУг ориентации монокри-
сталлов зависит лишь величина степени деформации, при которой начинают образовываться полосы сдвига. Харреном с соавт. (109], также для Г11К монокристаллов, напротив, установлена четкая зависимость как числа полос сдвига, так и их ориентации относительно оси нагружения (сжатие в канале) от ориентировки монокристаллов. Не ясно, однако связано ли отмеченное различие со способом нагружения, либо имеют место другие причины.
Полосы сдвига и прочность материала. В настоящее время все еще остается дискуссионным вопрос : образование полос сдвига упрочняет материал или разу-прочняст его? Большинство исследователей считают, что разунрочняет [223,224,245,260,261]. Их выводы основываются на том экспериментальном факте, что появление полос сдвига (как правило макрополос) в образце коррелирует с уменьшением скорости деформационного упрочнения. Между тем в [237.2621 показано, что если при расчете кривой течения учесть изменение сечения образца в шейке, то коэффициент деформационного упрочнения на стадии развития макрополос сдвига , хотя и не сильно, но увеличивается. Авторы [237,262] связывают это увеличение с упрочнением внутри ранее сформированных полос сдвига. Спитииг
37
В А. (225), измерив микротвердость в полосах сдвига и вне их, пришел к заключению. что она на 20% выше в полосах. Причем, чем более узкая полоса, тем выше в ней микротвердостъ. В этой же работе имеются ссылки на аналогичные данные на сталях. Очевидно, что имеющая место неясность рати полос сдвига в процессах упрочнение-разупрочнение в значительной степени обусловлена явной нехваткой экс-периметальных данных, позволяющих провести оценку вкладов в деформационное упрочнение, обусловленных действием механизмов субструктурного. твсрдорасгеор-ного упрочнения и других.
Процесс локализации деформации при больших степенях деформации оказывается тесно связанным с разрушением. Именно в полосах сдвига часто образуются микротрешины, которые распространяясь в макрополосс. приводят к пояатению макротрещин, обусловливающих разрушение образца (224,225,236,254,263], то есть процесс локализации лимитирует пластичность материала.
Обещает внимание также генетическая связь между макрополосами сдвига и областью разрушения (шейка) образца, убедительно продемонстрированная в (111,225,236].
Полосы сдвига и фазовые превращения. В материалах, содержащих мелкодисперсные выделения вторых фаз, в полосах сдвига мот происходить перемещения частиц (286.287], их разрушение [107,288], возможно протекание фазовых превращений [201.281-294]. Последние могут происходить как с изменением химического состава фаз ( обзор по этому вопросу дан в п. 6.6), так и без изменения (мартенентные превращения) (292,293]. Напомним, что мартенстгт деформации а ' в сплавах железа образуется на стадии пластического течения и его выделяют в качестве специального вида превращения, отличающегося и от мартенсита охлаждения и от мартенсита
38
напряжения. Отмечается [293,294], что а ' мартенсит зарождается в области пересечения двух полос сдвига вдоль плотноупакованных плоскостей у фазы с ГЦК решеткой ( либо при пересечении двух пластин е-мартенсита. габитус которого параллелен {1 П}7 ). Габитусные плоскости а '-мартенситных кристаллов относятся к типу \hhfiy и при батьших степенях деформации тяготеют к полюсам {110}г . Решетка мартенситного кристалла развернута по отношению к решетке у-фазы на угод не менее 10°. Направление макросдвига практически лежит в плоскости габитуса. В литературе (295) указывается на значительно большой разброс нормалей к габитусным плоскостям (и направлений макросдвига) кристаллов а '-мартенсита по сравнению с мартенситом охлаждения. Перечисленных морфологических признаков вполне достаточно, чтобы сделать утверждение о возможности включения маргенсита де-формацин в класс объектов, объединенных признаками полос сдвига.
Резюме. Обзор работ по локализации деформации показывает, что на протяжении двух последних десятилетий полосы сдвига являются одним из центральных объектов исследования. Подводя краткий итог экспериментов по изучению полос сдвига, отметим наиболее существенные факты:
- образование полос сдвига происходит в условиях неоднородного пластического течения практически при всех известных способах нагружения и зависит от градиента деформации, скорости и температуры испытания:
- полосы сдвига зарождаются в областях изгиба образца (макрополосы), зерна и его локальных участков (полосы и микрополосы):
- зарождение полос сдвига происходит в условиях действия двух активных плоскостей легкого скольжения; оно облегчено в материалах, испытавших предварительную деформацию;
39
- полосы сдвига распространяются в полях концентраторов напряжений и могут пересекать группы зерен и образец в целом;
- кристаллическая решетка полос сдвига разориентирована относительно решетки исходного материала;
- границы полос сдвига любого масштаба могут быть как дискретными, так и плавными (размытыми), при этом дискретные границы, как правило, имеют "нскристалтографическую" ориентировку, т.е. отклонены от плоскостей плотной упаковки;
- прослеживаются определенные закономерности ориентации полос сдвига относительно оси нагружения: так, при прокатке утлы между полосами сдвига и направлением прокатки для ГЦК сплавов группируются, как правило, вблизи значений -10°, -19°, -35°, -54°. причем большим значениям углов при деформации одного и того же материала соответствует большая величина деформации (при прокатке в большинстве случаев речь идет об углах, которые граница полосы сдвига типа {ЛСД составляет с одной из плоскостей ведущей компоненты текстуры);
- при плоском нагружении ГЦК монокристаллов также реализуются преимущественно макрополосы, границы которых параллельны плоскостям (ЛМ;
- большинство полос сдвига имеют развитую дефектную структуру (исключением является безаислокационные каналы деформации);
- с полосами сдвига связан процесс зарождения и распространения трещин;
- в материалах с мелкодисперсными частицами или метастабильной кристаллической решетки в полосах сдвига могут происходить фазовые превращения (мартенситные, карбидные).
40
1.6. Постановка задачи
Исследования локализации деформации имеют уже вековую историю. Последние десятилетия характеризуются нарастающим прогрессом в изучении этого явления, что нашло свое выражение в формировании целых научных направлений. Теоретическое осмысление этой проблемы привело к рождению новой дисциплины - физической мезомеханики, путем неформального синтеза достижений механики сплошных сред и микроскопического физического подхода на основе концепции структурных и масштабных уровней деформации и разрушения. Несмотря на достигнутые успехи (а может быть именно благодаря им) ясно высветились фундаментальные проблемы, требующие своего разрешения. Остановимся кратко на гсх проблемах, определенные аспекты которых нашли отражение в исследованиях настоящей работы.
1. В научном и прикладном отношениях неизменно актуальным остается вопрос о роли явления локализации деформации в упрочнении металлических систем. Очевидно, что в качестве одного из необходимых условий для получения исчерпывающего ответа на этот вопрос требуется проведение систематических, комплексных и прицельных исследований истории развития дефектной структуры, формирующейся на разных стадиях пластической деформации и подготаативаюшей развитие локализации. Современный уровень такого исследования требует проведения его во всем интервале масштабов для установления естественной их шкалы масштабов путем выявления ведущих структурных элементов.
2. Развитая пластическая деформация характеризуется интенсивным взаимодействием дефектов кристаллической решетки, что обуслоативаст их коллективное
41 РОССИЙСКАЯ
ГОСУДАРСТЗЕКЯА
ВМбЛКОГЕКА
поведение, отражающееся в различных вариантах локализации деформации. Одним из наиболее ярких и типичных проявлений локализации являются плоские полосы сдвига, которым посвящено значительное число исследований последних лет. Следует иметь ввиду, однако, что множество наблюдаемых форм областей локализованной деформации не сводтгтся только к плоским полосам сдвига. Об этом, в частности, свидетельствует наблюдаемое разнообразие элементов картины деформационного рельефа, требующее классификации и интерпретации.
Отметим также, что несмотря на обилие экспериментальных работ, посвященных изучению закономерностей формирования полос сдвига, сведсштй о количественных характеристиках явно не достаточно для понимания микроскопического механизма, действию которого они обязаны своим появлением. Естественно, что наиболее ценными объектами в этом отношении являются монокристаллы, поскольку их использование позволяет получать, что важно, количественную информацию о кристаллогеометрин полос.
3. В ряде работ показано, что зарождение полос сдвига происходит в изогнутых областях образца. Это дает основание полагать, что дислокационные заряды, локализованные в областях с разными характерными масштабами, играют важную роль для зарождения и распространения полос сдвига как постаатяя материал для создания носителей сдвига, гак и обеспечивая напряжение, необходимое для их распространения. Естественно ожидать, что систематическое исследование на разных масштабных уровнях картины внутренних дальнодсйствующих полей напряжений будет способствовать устаноатснию корреляции между величинами зарядов и распределением полос сдвига по масштабам.
42
4. К числу актуальных относится и проблема фазовых превращений при холодной пластической деформации. Имеются литературные данные, свидетельствующие о том. что локализация сдвига может оказывать как каталитический эффект на протекание фазового превращения (например, превращения в системе Бе-С в перлите), так и выступать в качестве непосредственной движущей силы превращения (образование мартенсита деформации). В рамках данной проблемы основное внимание в настоящей работе концентрируется на роли субструктурных превраще-ний при фазовых переходах (у - г мартенситое превращение в аустенктных сталях с азотом и превращения в карбидной подсистеме в ОЦК сталях со структурой отпущенного мартенсита).
Как результат выполненных исследований на защиту выносятся следующие положения:
1. Экспериментально выявленные в интервале масштабов мшшшеры...нанометры закономерности локализации деформации в сплавах с различным исходным структурно-фазовым состоянием: идентификацию и классификацию масштабно-структурных уровней деформации и разрушения, их взаимосвязь с исходной дефектной структурой и количественные характеристики.
2. Установленное в работе самоподобное формирование картины первичного скольжения в (1.8.12] монокристаллах сплава №}Ре с БП в интервале масштабов, различающихся на три порядка: кластеризацию скольжения на стадии II] и однородное распределение на стадии 1Ь кривой деформации; найденные параметры самоподобия, корреляцию смены стадий П^—>112 с изменением характера распределения зон сдвига во всем исследованном интервале масштабов.
3. В сплавах с высоким!! прочностными свойствами (сплав N13Бе с ДП, стали) при пластической деформации происходит формирование подсистем сдвига с суще-
43
стаенно различающимся значением средней мощности сдвига в интервале масштабов: нанометры...десятые доли миллиметра.
4. Выявленные в работе фазовые превращения при холодной пластической дс-формащш исследованных сталей: у - г маргенситнос превращение в аустенигных азотированных сталях, превращения в карбидной подсистеме - в сталях со структурой отпущенного мартенсита; взаимосвязь между фазовыми и субструктурными превращениями; корреляцию с областями максимальной локализации сдвига.
5. Комплекс количественных характеристик картины деформационного рельефа и субсгруктуры на разных стадиях пластической деформации исследованных сплавов и их зависимость от степени деформации и корреляции друг с другом.
44
2. ЗАКОНОМЕРНОСТИ ФОРМИРОВАНИЯ ДЕФОРМАЦИОННОГО РЕЛЬЕФА [1.8.12] И [001] МОНОКРИСТАЛЛОВ СПЛАВА ИДОе НА РАЗЛИЧНЫХ МАСШТАБНЫХ УРОВНЯХ ДЕФОРМАЦИИ. УПОРЯДОЧЕННОЕ (ДП) И РАЗУПОРЯДОЧЕННОЕ (БП) СОСТОЯНИЕ СПЛАВА
К настоящему времени при описании деформируемого твердого тела как методами теории дислокаций, так и механики сплошных сред сложилось устойчивое мнение, что поведение монокристаллов металлов и сплавов хорошо изучено и вполне понятно. Формированию такого мнения нимало способствовало огромное количество экспериментальных работ, посвященных исследованию закономерностей формирования картины скольжения и эволюции дислокационной субструктуры, выполненных в последние 50 лет (см. гл. 1). При описании деформируемого поликристалднческого агрегата, повеление отдельного зерна часто уподобляется поведению монокристалла. В результате главной становится проблема передачи деформации от зерна к зерну. При этом считается, что повеление монокристалла заведомо известно, понятно и легко описывается.
Однако, несмотря на кажущуюся простоту монокристалла, как объекта, подвергаемого активному нагружению, закономерности и механизмы его формоизменения до конца не ясны даже для наиболее "простых" из них - монокристаллов ГЦК металлов и сплавов. Сложившееся положение прежде всего обусловлено существенной неоднородностью протекания пластической деформации металлических монокристаллов, в особенности, если деформирование производится до больших степеней деформации. Проблема неоднородности пластической деформации для монокристаллов ГЦК сплавов, как будет видно из работы, лаже более ост-
45
ра. чем для сталей со сложной исходной дефектной структурой - сталей со структурой отпущенного мартенсита, в особенности, в связи с многоуровневым характером пластической деформации. Поведение при деформировании широкого круга монокристаллов металлов и сплавов изучено, в основном, для микромасштабного уровня. Значительно меньше внимания уделено крупномасштабным уровням, и имеются лишь единичные работы, в которых делаются попытки описания поведения нагружаемых монокристаллов сплавов во веем интервале масштабов, физически связанным с монокристаллом. Развитие концепции масштабных уровней деформации для монокристаллов особенно важно, поскольку позволяет получить корректную информацию, необходимую для выявления законов иерархической организации системы структурных элементов, формирующихся в ходе пластической деформации, во всем интервале масштабов, значимом для данного монокристалла. Очевидно, что получение такой информации требует проведения обширного эксперимента. Ситуация может быть облегчена, если эксперимент проводится на материале, для которого уже имеются экспериментальные данные, позволяющие уменьшить объем исследований и целенаправленно увеличить получаемый объем информации. В этом отношении монокристаллы сплава в состояниях с
ближним и дальним атомным порядком являются весьма подходящими объектами. Монокристаллы этого сплава, ориентированные для множественного скольжения, на микроуровне подробно изучены. Для них установлены закономерности формирования картины зон сдвига, идентифицированы типы субструктур и установлена их взаимосвязь со стадийностью кривой пластической деформации, выявлены механизмы упрочнения [34,36,120,140]. Настоящая работа продолжает ЭТИ исследования. В ней экспериментальное исследование картины сдвига предпринято на мо-
46
нокристаллах этого сплава, ориентированных для одиночного скольжения в интервале масштабов: миллиметры - нанометры. Исследование картины деформационного рельефа на макроуровне выполнено также и на монокристаллах с высокосим-метричной ориентировкой.
2.1. Стадийность кривых течения и развитие на макроуровне систем скольжения.
Ориентация [1.8.12]. Солав с БП
Кристаллогсомегрия образцов. Образны имели форму прямоугольного параллелепипеда с гранями (1.8.12), ( 5,77 . I . 048 ) и ( 2 . 10,25 . 7 ). В дальнейшем для удобства изложения вертикальные границы записываются в приближении малых целочисленных индексов (6.1.0) и (2.10.7). Расположение плоскостей скольжения в образцах монокристаллов N13 Яс с ориентацией оси деформации, параллельной кристаллографическому направлению [1.8.12], схс-матически показано на рис. 2.1.1. Наиболее нагруженными системами скольжения. как следует из таблицы 2.1.1. в этих кристаллах являются системы (III)
[ 101 ] - первичная и (111) [ То 1) - сопряженная. Вертикальные грани кристаллов параллельны кристаллографическим плоскостям. На рис. 2.1.2 изображена картина линий пересечениях всех плоскостей октаэдра и куба с этими гранями. Видно, что на каждой из граней исследуемых кристаллов можно наблюдать следы скольжения по всем октаэдрическим и кубическим плоскостям.
Формоизменение образца в ходе пластической деформации проиллюстрировано на рис. 2.1.3. Видно, что на макроуровне имеет место локализация де-
47
Таблица 2.1.1
Плоскость скольжения Направление сдвига га Плоскость скольжения Направление сдвига m
[101] 0.47
(111) [ПО] 0.35 [ПО] 0.37
первичная ГОШ 0.16 (001)
(TOI] 0.45 [Т ю] 0.28
(111) [1101 0.29
сопряженная [011] 0.17 (Тої] 0.35
[011] 0.20 (010)
(ПО [ПО] 0.09 0.32
критическая ПОП 0.11
[011] 0.12 [0П] 0.07
(111) [110] 0.04 (100)
поперечная [1011 0.08 ЮТ И 0.01
j [1812]
Рис. 2.1.1. Кристаллогеометрия монокристаллов сплава Мі3Ре с ориентацией оси деформации [1.8.12]: -------- первичная плоскость скольжения (ІII), сопряженная (111). п..--------- критическая (IТ1),------поперечная (11Т).
48
Рис. 2.1.2. Кристаллогсомстрия пересечения плоскостей октаэдра с гранями (610) (а) и (2.10.7) (б) монокристаллов сплава МзИе с ориентацией оси (1.8.12].
?
/
/
/ ( \ Г \
/ •Ч А
/ \ / т\ ^ /
с J VI !
Рис. 2.1.3. Схема формоизменения кристалла с осью деформации [1.8.12] в процессе деформирования. Плоскость рисунка параллельна 1-рани (2.10.7) монокристалла.
0.05 0.10 0.15 0.20 0.25 6
Рис. 2.1.4. Зависимости "т - г" и "dr/de - е" для монокристаллов ориентация (1.8.12]
сплава Ni3Fc с ближним атомным порядком. Стрелками отмечены степени деформации, при которых проводилось исследование картины следов скольжения. Кружочками - дислокационной структуры.
формации в геометрически выделенном объеме. Этот объем выделяется с начала пластической деформации скольжением групп дислокаций по первичным плоскостям, не ограниченным торцами (рис. 2.1.3). В начале пластической деформации, пока плотность дислокаций в кристалле мала и скольжение осуществляется преимущественно в первичной системе, выделенный объем представляет собой макрополосу скольжения. Об этом, в частности, свидетельствует тот факт, что величины углов между следами скольжения и осью деформации измеренные и рассчитанные, совпадают. С увеличением степени пластической деформации в условиях нарастания скалярной плотности дислокаций, когда не все испущенные источниками дислокации выходят на поверхность, происходит переориентация объема макрополосы, в результате чего изменяется угол между плоскостью скольжения и осью деформации. По мере развития деформации угол переориентации полосы и, связанный с ним угол <р растут (рис. 2.1.3). При этом изменяется форма объема макрополосы локализации деформации, а именно: параллелограмм в сечении (2.10.7) с увеличением степени деформации трансформируется приблизительно в квадрат (по достижении стадии II, рис. 2.1.3), после чего сечение образца резко увеличивается и деформирование останавливали.
Таким образом, в ходе пластической деформации монокристаллов [1.8.12] сплава Г^Ре с ближним атомным порядком происходит локализация деформации в макрополосе, линейные размеры Которой соизмеримы с размером образца.
Кривые течения и системы скольжения. Зависимость приведенного напряжения (т) от деформации (г) для монокристаллов №}Ре с ориентацией
50
11.8.12] приведена на рис. 2.1.4. Как видно из рисунка, она имеет многостадийный характер. Зависимость коэффициента деформационного упрочнения (6) от деформации дана на рис. 2.1.4. Используя зависимость 0(c), на кривых г(е) всех исследованных образцов можно выделить: I) стадию неустановившсгося скольжения (Н), 2) первую стадию линейного упрочнения (IIi), 3) переходную стадию — (л) и затем (на образце, деформированном до больших степеней деформации) можно выделить вторую линейную стадию (Hi), которая при дальнейшем деформировании переходит в стадию 111 с уменьшающимся 0. Переход к стадии III происходит при е * 0:30. При наличии двух стадий линейного упрочнения обычно выделяют стадию 1 - сталию легкого скольжения и стадию 11 — линейную стадию с максимальным О, причем начало стадии II связывается обычно с началом вторичного скольжения (67, 128, 296]. Известно, что основанием для первичной классификации стадий должны служить величина и поведение коэффициента деформационного упрочнения на каждой стадии (77,120]. Значение 0 на стадии легкого скольжения не превышает 10 МПа для чистых ГЦК металлов "мягких“ орие1ггировок и 20 МПа для монокристаллов ГЦК-сплавов 128, 61, 65, 91. 128]. В исследуемых монокристаллах N13FC величина 0 на первой линейной стадии составляет -60+100 МПа, что значительно выше указанных значений. Необходимо отметить, что фактор Шмида (т) в первичной плоскости скольжения т=0,47, в сопряженной плоскости имеет также высокое значение «1*0.45. При таких значениях m вторая система скольжения может работать уже при небольших деформациях. Все вышесказанное не позволяет идентифицировать первую линейную стадию, как стадию легкого (одиночного) скольжения. Окончательная классификация будет
51
лана после исследования деформационного рельефа и дислокационной сгрукту-ры.
Можно сделать предположение, что вид кривых течения в определенной степени обязан способу деформации. В большинстве экспериментов по изучению пластической деформации используется нагружение образцов растяжением. В том случае, когда кристаллы ориентированы так. чтобы максимально облегчить скольжение в одной плоскости, при деформации неизбежно происходит изменение их ориентации относительно оси растяжения. Это изменение ориентации в процессе деформирования (при е * 0,1) приводит к множественному скольжению, т.с. к одновременному скольжению по нескольким системам плоскостей (67]. При растяжении ось деформации смешается в сторону направления скольжения (101] т.е. к стороне [001] - (111] стереографического треугольника, а при сжатии вращение решетки состоит в приближении оси образца к (001] - (011] стороне стандартного треугольника (67]. При этом меняется фактор Шмида в различных системах скольжения. Поэтому в настоящем эксперименте вероятность двойного скольжения выше. В работе были приняты меры по сохранению ориентации оси сжатия (смазка торцов). Выполнимость этого требования контролировалась по эпиграммам, снятым до и после деформирования, которые отмечали некоторое размытие ориентации. Тем не менее форма образиов после деформации свидетельствует, что образец деформировался преимущественно по первичной плоскости скольжения во всем интервале деформаций (см. рис. 2.1.3). Иными словами: основной вклад в деформацию дает первичная система скольжения, а действие вторичной в локальных участках (некоторое размытие ориентации) ведет к увеличению упрочнения.
52
На начальных стадиях деформации, как уже отмечалось выше, в макро-полосе сдвига преимущественно действует первичная система скольжения, что хорошо видно на рис. 2.1.5. Следы скольжения, принадлежащие этой системе, на поверхностях граней, параллельных ((>10) распределены неравномерно. Их плотность много выше в области макролокализации деформации, чем вне ее (рис. 2.1.5а,б). Из представленных микроснимков хорошо видно, что следы скольжения в первичной системе объединены в пачки , так что кристалл в области макролокализаиии деформации разбивается на слои, характерная толщина которых составляет 20 ... 50 мкм. За толщину слоя принимали расстояние между пачками светлых следов (см. рис. 2.1.5). Сдвиг в следах на гранях (610) распределен таким образом , что на этом масштабном уровне поверхность граней (610) имеет гофрированный вид (рис. 2.1.56). На перпендикулярных гранях кристалла линкование следов в первичной системе также хорошо выражено, но поверхность этих граней - (2.10.7) - не гофрирована (рис. 2.1.5в). Вполне вероятно, что невидимость гофрировки связана с малой величиной проекции вектора сдвига на эту грань (подробнее см. п. 2.5). Следует отмстить, что в середине грани (2.10.7) локально наблюдаются короткие следы скольжения (- 30 мкм) в сопряженной системе, плотность которых довольно высока (рис. 2.1.5г). Включение в деформацию вторичных систем скольжения начинается со стадии Ні кривой деформации . На этой стадии, наряду с первичной системой скольжения, работает сопряженная. В конце стадии П| - начале стадии х - в кристалле начинает действовать еще одна система скольжения — критическая (рис. 2.1.5в). И. наконец, развитие стадии 1Ь связано с включением в деформацию двух систем скольжения — поперечной и кубической (001) (1101- Из со-
53
Рис. 2.1.5. Деформационный рельеф на различных участках образца,продеформи-рованного до е = 0,1. х20.
54
поставлення стадий деформации и последовательности включения в деформацию систем скольжения ясно, что последняя определяется величиной фактора Шмида (табл. 2.1.1), а именно: появление каждой следующей стадии связано с активизацией в объеме кристалла той из ешс неработающих октаэдрических систем скольжения, которая имеет наибольший фактор Шмида . Заметим, что ранее в [76] установлена связь четырехстадийной кривой течения монокристаллов Си>А1, ориентированных для одиночного скольжения, с этой же последовательностью вступления вторичных систем в деформацию, но при деформировании растяжением.
Вторичные системы скольжения действуют локально. Эго приводит к разбиению кристалла на области с разным числом действующих систем скольжения (рис. 2.1.1), т.с. к фрагментации скольжения на макроуровне. Степень локальности систем различна. Наибольший объем, равный объему всего кристалла, занимает, естественно, первичная система скольжения. Наименьший — последняя из вступивших в деформацию систем (рис. 2.1.6). Поскольку вторичные системы скольжения включаются в деформацию сравнительно рано, то неудивительно, что в картине скольжения присутствует много оканчивающихся следов (не пересекающих весь образец), свидетельствующих о заторможенном сдвиге. Оканчиваются не только следы, но и целые пачки (рис. 2.1.56 у А), то есть заторможенный сдвиг имеет место на различных масштабных уровнях. Пачки и отдельные следы могут ветвиться. На микрофотографиях такие ветвления можно видеть на рис. 2.1.5 (например, у В).
Увеличение степени деформации до значений, соответствующих концу стадии ІІ2, не приводит к качественным изменениям в картине скольжения.
55
Рис. 2.1.6. Схематическое изображение областей локализации следов вторичных систем скольжения на поверхностях граней, параллельных (510) - (а.в). (2.10.7)-(б.г), монокристаллов разупрочненного сплава М^е с ориентацией (1.8.12).
56
формирующейся на грани (610). Здесь изменения количественные и, прежде всего, значительное возрастание плотности следов скольжения (рис. 2.1.7). Следы скольжения, в большинстве своем, становятся более короткими. В целом заполнение следами области макролокализации деформации является более однородным, хотя и на этой стадии заметна квазипериодичность их расположения (рис. 2.1.76).
На грани (2.10.7) деформационный рельеф к концу сталии Из резко огрубляется (рис. 2.1.7в) за счет появления деформационных складок. Типичные деформационные складки можно видеть на рис. 2.1.7 у А, где они расположены параллельно следам первичной плоскости скольжения. В складках часто наблюдаются короткие следы скольжения в сопряженной плоскости. В центре грани (210,7) обнаруживаются мелкие линзовндные деформационные складки, располагающиеся под малыми углами к следам первичной системы скольжения (рис. 2.1.7, у В).
Как отмечалось выше, наиболее активной из вторичных систем скольжения является сопряженная система. В ходе деформации увеличиваются размеры локальных областей в кристалле, в которых она действует, в ней возрастает плотность следов скольжения. В участках пересечения следов первичной и вторичной систем скольжения последние часто искривлены. В том случае, когда следы сопряженной системы тормозятся первичным скольжением их длина (-30 мкм) совпадает с расстоянием между лачками первичных следов скольжения (рис. 2.1.5). Если на сталии II, вторичные следы редки, то на стадии Из “ это наиболее типичный элемент деформационного рельефа (рис. 2.1.7в), особенно в центре грани (2.10.7).
57
Рис. 2.1.7. Деформационный рельеф на различных участках образца, продеформи-рованного до е ■ 0,25. х20.
58
В целом, исследование картины деформационного рельефа, формирующегося на гранях монокристаллов разупорядоченного сплава 1Ч|3Рс с ориентацией [1.8.12] на макроуровне, позволило выявить следующие закономерности.
1. При деформации в кристаллах развивается макролокализация деформации в объемах, соизмеримых с размерами образца.
2. Начало пластической деформации монокристаллов связано с активным действием первичной системы скольжения в макрополосе сдвига. С ростом степени деформации в нес вовлекаются вторичные системы. Их включение в деформацию происходит в последовательности, обеспечивающей работу той из неработающих еще систем скольжения, которая имеет наибольший фактор Шмида. Таким образом, смена стадий пластической деформации: Н -* И1 л -* Н2 соответствует последовательности вовлечения в деформацию на макроуровне систем скольжения: первичная сопряженная -> критическая -*■ поперечная и кубическая. Факторы Шмида при этом меняются: 0,47 -> 0,45 0,20 -* 0,08 (0,37 для кубической системы).
3. На макроуровне выявлена неоднородность распределения следов первичного скольжения, заключающаяся в их объединении в пачки. Пачкование следов вторичного скольжения не характерно. При переходе от стадии 11( к сталии 1Ь кривой деформации картина скольжения по образцу становится более однородной как но характеру распределения следов скольжения, так и по числу' локально действующих систем скольжения.
59
2.2. Эволюция на макроуровне картины сдвигов и поворотов ири пластической деформации. Ориентация |001]. Сплав с БГ1
Кристалдогеомегрия образцов. Напомним, что при данной ориентации оси деформации кристаллов равнонагружснными являются все октаэдрические плоскости скольжения. Все грани кристалла имели ориентацию типа {100} (рис. 2.2.1). При такой ориентации граней образца можно ожидать появления на них при деформации двух взаимно перпендикулярных систем следов скольжения, если скольжение происходит по октаэдрическим плоскостям. Для удобства анализа на рис. 2.2.1. грани кристалла пронумерованы 1 ... 4 и плотноупакованные плоскости названы в соответствии с принятыми стандартами [68), при этом очевидно, что в случае симметричной ориентировки кристалла эти названия можно присвоить только условно.
Картина деформационного рельефа на макроуровне исследовалась методами оптической и сканирующей электронной микроскопии. Деформация, как и для монокристаллов с ориентацией [1.8.12), осуществлялась сжатием, но по двум схемам. В первой схеме деформированию подвергался один и тот же образец и при каждой исследованной степени деформации были сняты микроснимки со всей площади четырех граней образца, что позволило проследить как общие закономерности эволюции макрорельефа, так и прицельно отдельных его деталей. Во второй схеме для выявления закономерностей эволюции макрорельефа при анализе использовались образцы, подвергнутые однократному деформированию до определенных степеней деформации. Также проводились опыты с псрсполнровкой. Степени деформации, ири которых выполнены исследования, отмечены на кри-
60
[100]
ПЕРЪ.-* ПОПЕР ПЕРЬ.+ КРИТ. СОПР. * КРИТ.
ПОЛЕР. + СОП Р. Г рап«Л
КРИТ.-Г СОЛР. СОПР.4- ПОПЕР ПЕРЕ» + ПОПЕР.
Грань 2 Грач*^ Грань А
Рис. 2.2.1. Кристаллогеометрия монокристаллов сплава Т^Ре, ориентированных для множественного скольжения.
Рис. 2.2.2. Зависимость "о-е" и "0-б" для монокристаллов [001] сплава ^Бе (БП).