Характерные типы дефектных субструктур в металлических сплавах при облучении мощными ионными пучками и интенсивной пластической деформации

ОГЛАВЛЕНИЕ
ВВЕДЕНИЕ_____________________________________________________________4
1. Коллективные моды деформации в кристаллах_________________________9
1.1. Феноменология пластической деформации с переориентацией кристаллической
решетки
10
1.1.1. Ранние работы____________________________________________________________10
1.1.2. Феноменология формирования полос локализованного сдвига _ 16
1.1.3. О механизмах деформации в иодосах локализованною сдвига _________________23
1.1.4. Локализация деформации при усталостных испытаниях________________________25
1.2. Экспериментальные исследования и физические модели фрагментации 29
1.2.1. Экспериментальное изучение процессов фрагментации________________________31
1.2.2. Структурные модели фрагментации__________________________________________37
1.2.3. О роли диффузии в формировании полос локализации деформации _52
1.2.4. Плен структурной неустойчивости в развитии структурных уровней деформации д . 55
,1.. '
Заключение__________________' Чух;;. 59
2. Постановка задач. Материалы и методика исследования _________________________62
2.1. I (остановка задач диссертации____________________________________________62
2.2. Материалы и методика исследований _____69
3. Закономерности структурно-фазовой модификации и особенности кратсрообразо-пания в поверхностных слоях сплавов на основе V и ЫцА1 при воздействии мощных ионных пучков (МИП)_____________________________________________________77
3.1. Теоретический анализ динамики температурных полей ______________________ 78
3.2. Закономерности изменения рельефа и фазовою состава поверхностного
слоя_____________________________________________________________________90
3.2.1. Особенности кра горообразования в ванадиевых сплавах 93
3.2.2. Кратсрообразование в монокристаллах ____________________________________ 101
3.2.3. Особенности изменения фазового состава _______________________________ 107
3.3. Особенности дефектной субструктуры поверхностного слоя___________________112
3.3.1. Влияние кратсрообразоваиня на особенности дефектной структуры поверхностных слоев облученных материалов 112
3.3.2. <)собснносги дислокационной субструктуры поверхностного слоя 125
Выводы к разделу 3________________________________________________________133
4. 'Закономерности формирования дислокационной структуры и коллективных мод релаксации напряжений при облучении мощными ионными пучками_______________136
4.1. Особенности дислокационной структуры на разном расстоянии от поверхности облучения______________________________________________________________138
4.2. Закономерности коллективных мод релаксации механических напряжений в сплавах на основе ванадия______________________________________________150
4.3. Особенности локализации деформации в зонах модификации МИН нитерме-таллида Іх'і-АІ________________________________________________________161
Выводы к разделу 4________________________________________________________174
5. Закономерности формирования и особенности дефектной субструктуры при интенсивной пластической деформации никеля и сплава на основе МА1___________177
5.1. Эволюция дефектной субструктуры и особенности фрагментации кристаллической решетки в сплаве на основе Г4ізЛІ в процессе интенсивной пластической деформации кручением пол давлением___________________________________ 178
5.2. Особенности дефектной структуры границ зерен в ультрамелкозернистых № и Мі>ДІ, полученных интенсивной пластической деформацией_________________195
5.3. Общие закономерности коллективных мод переориентации кристаллической решетки в различных условиях активации мезоуровня деформации 207
Выводы к разделу 5______________________________________________________ 215
ЗАКЛЮЧЕНИЕ 217
ЛИТЕРАТУРА
222
4
ВВЕДЕНИЕ
Необходимость получения материалов с новыми физическими и механическими свойствами повлекла за собой разработку отличных от традиционных методов модификации свойств металлов и сплавов, основанных на интенсивных внешних воздействиях, к которым, в частности, относятся обработки концентрированными потоками энергии с использованием пучков заряженных частиц, плазмы или лазерного облучения |1-18| и методы интенсивной пластической деформации (ИПД) [19-29].
Характерные для таких способов воздействия высокий уровень энерговло-жепия. большие скорости протекания газодинамических и термомсханичсскнх процессов в случае высокоэнер!стической лучевой обработки, значительные деформации при относительно низких температурах и высоких приложенных давлениях в случае ИПД являются условиями, в которых могут качественно измениться механизмы релаксации напряжений с преимущественным развитием коллективных мод такой релаксации и формированием новых высокодефектных структурных состояний.
Таким образом, в условиях интенсивного внешнего воздействия возможно, во-первых, создание новых высокоэнергетических субстуктур, недоступных при друг их обработках. Во-вторых, не исключено, что и механизмы их формирования окажутся существенно отличными от найденных при обычных методах деформирования, термообработки и т.д. Очевидно, в таком случае, помимо чисто прикладных аспектов изучения состояния твердою тела после указанных выше интенсивных обработок, возникают интересные задачи фундаментальных исследований. При этом чрезвычайно интересным является вопрос о принципиальной возможности формирования характерных типов субструктур как в условиях интенсивною внешнего воздействия, гак и при традиционных методах воздействия на твердое тело.
В частности, как оказалось, коллективные моды деформации и новые типы субструктур с сочетанием сдвига, поворота или кривизны-кручения решетки при обычных условиях деформации могут реализоваться в высокопрочных состояниях кристаллов [30]. В коллективе СФ1 И были развиты представления о том. что в
5
этом случае новые типы субструктур возникают в результате подавления возможности релаксации в местах концентрации напряжений путем некоррелированного движения дислокаций [30-34). Ограниченные времена релаксации в условиях динамических и квазистатических напряжении, генерируемых мощными ионными пучками (МИП) наносскундной длительности, и глубокие деформации, достигаемые при использовании методов ИНД, могут также являться факторами подавления дислокационной релаксации напряжений и реализации высокопрочного состояния, приводящими к активизации мезоуровня пластического течения (35), возникновению эффектов неустойчивости, локализации деформации и формированию новых, специфических высокодефсктных структурных состояний типа субструктур с высокой кривизной кристаллической решетки [30,31).
Перечисленные эффекты представляют интерес для исследования как в плане выяснения закономерностей формирования субструктуры для каждого из указанных типов воздействия, так и обобщения этих закономерностей для различных условий реализации низкой эффективности дислокационной релаксации напряжений. Наиболее важным при этом является исследование в указанных выше условиях закономерностей и механизмов пластического течения и особенностей формирующихся структурных состояний в зависимости как ог способа энергетического воздействия, так и от особенностей микроструктуры и свойств материала.
В связи с вышеизложенным, целью диссертационной работы является экспериментальное исследование особенностей фазово-структурных превращений и закономерностей пластического течения в различных условиях энергетического воздействия (облучение МИП и ИПД), обеспечивающих низкую эффективность дислокационных (некоррелированным движением дислокаций) механизмов пластического течения и активизацию коллективных мод мезоуровня деформации. Обобщение (с привлечением материалов разного класса и литературных данных) и систематизация этих закономерностей с выявленном характерных типов дефектных субструктур мезоуровня деформации. Анализ основных факторов и возможных механизмов реализации коллективных мод пластического течения в указанных выше условиях деформации.
Первый раздел работы посвящен обзору литературы по результатам иссле-
6
дований закономерностей пластической деформации механизмами коллективного движения дефектов. Представлена феноменология формирования полос локализации деформации (ПЛД) в различных материалах и условиях нагружения. Особое внимание уделено вопросам переориентации кристаллической решетки в ПЛД. а также в процессе ее фрагментации при больших пластических деформациях. Рассмотрены современные структурные модели и механизмы коллективных (ротационных) мод деформации в кристаллах.
Постановка задач диссертационной работы, обоснование выбора материалов исследования, способов их обработки и описание методики экспериментальных исследований даны во втором разделе диссертации.
Результаты исследования структурно-фазовых превращений в тонком (доли микрона) поверхностном слое сплавов на основе V и Тхз3А1 при облучении мощными ионными пучками представлены в третьем разделе работы. Изучены закономерности кратсрообразования, изменения фазовою состава и дефектной субструктуры этого слоя в режимах его плавления и газодинамическою распыления. Обсуждение основных факторов и механизмов модификации микрост руктуры поверхностною слоя проведено с использованием данных выполненною в работе теоретическою анализа динамики температурных полей, процессов плавления и газодинамическою распыления поверхности мишеней.
В четвертом разделе диссертации приведены результаты электронпомикро-сконического исследования и анализа закономерностей пластической релаксации механических напряжений, генерируемых МИП в сплавах на основе V и Мт,А1. Изучено изменение плотности дислокаций и микротвердости при увеличении расстояния от поверхности мишеней в различных режимах облучения. Основное внимание уделено элсктронномикроскопичеекому анализу особенностей гонкой дефектной структуры и закономерностей переориентации решетки в областях активизации коллективных мод релаксации напряжений; структурной классификации формирующихся при этом зон локализации деформации; обсуждению возможных дислокационно-дисклинационных моделей их дефектной субструктуры; анализу основных факторов и возможных механизмов реализации коллективных мод деформации в высокоскоростных условиях механическою воздействия.
Пятый раздел работы посвящен изучению закономерностей формирования
7
и дефектной субструктуры ультра мелкозернистых (УМ)) структурных состояний, образующихся при НМД Кі и сплава на основе МіуЧ. В ходе деформации кручением в условиях высокого кнаэигидроста іического давления сплава ІМі^А! выявлено несколько механизмов коллективной ротационной моды деформации, ответственных за формирование У М3 структурных состояний. Обоснована днекли-иационная модель дефектной субструкгуры границ зерен в этих состояниях. В копне раздела проведено обобщение результатов исследования коллективных мод деформации в изученных в работе различных материалах и условиях механического воздейст вия и обсуждены их возможные структурные механизмы.
На защиту в настоящей работе выносится:
1. Экспериментально найденные при облучении мощными ионными пучками сплавов на основе V и ЫЪА1 закономерности кратсрообразовання. заключающиеся в увеличении размеров и снижении плотности краї еров с увеличением плотности мощности ионного пучка и числа импульсов; преимущественном зарождении кратеров на частиках фаз внедрения в ванадиевых сплавах; формировании внутри и в окрестности кратеров неоднородной дефектной субструктуры с высокой плотностью дислокаций, оборванных малоугловмх іраниц (дисклинаций) и высокой кривизной кристаллической решетки.
2. В высокоскоростных условиях нагрева-охлаждения поверхностных слоев облучаемых мощными ионными пучками сплавов на основе ванадия и Гч'ізАІ одним из основных механизмов релаксации термомеханических напряжений является активация коллективных мод пластического течения и образование зон локализации деформации с сочетанием сдвига с непрерывными и дискретными разориентациями кристаллической решетки, наличием высоких локальных напряжений и их градиентов. Результаты аттестации дефектной субструктуры на различном расстоянии от поверхности облучения.
3. Обнаруженные в зонах локализации деформации обработанного мощным ионным пучком сплава на основе Ы|зА1 новое структурное состояние с высокой неоднородной кривизной кристаллической решетки. Модель этого состояния, как субструктуры с высокой континуальной плотностью дисклинаций.
4. Экспериментальное обоснование нано-, микро- и мезомасштабною
8
уровней фрагментации субструктуры сплава на основе МЬА1 при интенсивной пластической деформации кручением под давлением и формировании улмрамелкозернистого структурного состояния. Характерные типы дефектных субструктур, формирующихся в процессах фрагментации на мнкро- и мезомасштабном уровнях. Высокая анизотропия разориентировок в указанном выше состоянии как результат анизотропии полей смещений при кручении.
5. Общность формирующихся при интенсивной пластической деформации в условиях кручения под давлением, равноканальном угловом прессовании и локализации деформации при воздействии мощных ионных пучков высокоэнергетических дефектных субструктур с кривизной-кручением и дискретными разориагтациями решетки дисклинационного типа. Структурная классификация таких дефектных субструкгур и их дислокационно* днеклинационные модели.
9
I. Коллыаинные молы деформации в кристаллах.
Введение.
Введение представлений о дислокациях, как фундаментальных дефектах кристаллической решетки, ответственных за элемсгпарныс акты пластической деформации, привело к интенсивному развитию физических моделей пластичности, позволило объяснить многие закономерности деформационного поведения кристаллов |36|. Однако существующие дислокационные теории относятся к области малых и средних деформаций и испытывают значительные затруднения в решении проблем больших пластических деформаций и разрушения, локализации деформации, потери устойчивости и других. Это связано с тем, что на поздних стадиях пластической деформации в металлических кристаллах достигаются столь высокие плотности дислокаций, что среднее значение ноля упругих напряжений, создаваемых дислокациями, становится сравнимым с внешними деформирующими напряжениями. С этого момента вследствие сильною взаимодействия в дислокационном ансамбле появляются коллективные эффекты, когда перемещения дислокаций зависят не только от внешнего напряжения, но и от изменения конфигурации окружающих дислокаций. Развитие коллективных мол движения в ансамбле снльновзаимодсйствующих дислокаций приводит к возникновению специфических неоднородностей распределения плотности дислокаций, являющихся источниками высоких неоднородных напряжений, моменты которых вызывают переориентацию решетки [37|.
Физические представления о ротационном механизме пластической деформации зародились в начале двадцатых годов нашего столетия в ленинградской школе А.Ф. Иоффе и развивались до конца пятидесятых годов [38|. Интенсивное развитие теории дислокаций в 60-е годы затормозило исследования в данном направлении. Долгое время считалось, что ротационные эффекты для физической картины деформации не типичны, что они являются побочным следствием движения дислокаций и не имеют самостоятельного значения.
Новый май в разработке данной проблемы начался в середине 70-х годов. Он связан с теоретическими и экспериментальными исследованиями в области коллективных эффектов в дислокационных ансамблях. Принципиально новым фактором при этом является развитие представлений и моделей коллективных дислокационных эф-
10
фактов к рассмотрение возможности ротационных мод деформации как самостоятельных механизмов деформации [39].
1.1. Феноменология пластической деформации с иереорисн iиниек кристаллической решетки.
1.1.1. Ранние работы.
I (ервме работы по изучении» переориентированных областей в кристаллических материалах во время механического воздействия были выполнены еще в конце прошлого века минералогами немецкой школы. Подробное описание исследований в данном направлении и полученных результатов дается в обзорах (39-411. Ограничимся рассмотрением лишь некоторых данных из этих работ.
О присутствии в минералах областей, повернушх на произвольный угол, не связанный с двойникованием и зависящий от деформации, впервые упоминалось в 1895 году. На основе полученных данных было сделано четкое разграничение двойников и незакономерно переориентированных областей. Последние получили название die Knick-bander. Впоследствии в английской литературе термин трансформировался в kink band, в русском языке для этих же целей используются термины "сброс", "полоса сброса".
При сжатии образцов каменной соли было обнаружено, что кристалл разбивается на области, угол поворота решетки в которых достигал нескольких градусов (421. Границы между плоскостями отклонялись на угол *1.5° от плоскости (ПО), т.с. характеризовались иррациональными индексами, благодаря чему эти переориентированные области были названы иррациональными двойниками (42J. В переориентированной области не было обнаружено следов скольжения, что позволило авторам высказаться отрицательно относительно су тест кования трансляционного скольжения. Предполагаемая схема переориентации наряду со скольжением содержит одновременный поворот плоскостей скольжения. При этом подчеркивается, что скольжение в таком слу чае должно быть достаточно тонким и не оставлять следов в переориентированной области [42|.
При растяжении образцов каменной соли было обнаружено образование разо-рнентнрованных областей пластинчатой формы. Данное явление было названо пластликованием (43, 44|. Поверхности раздела переориентированных областей распо-
11
ложсны несимметрично по отношению к решеткам этих областей, что отличает пла-стинкованне от иррациональных двойникон. Угол поворота решетки в пластинах >10°. При дальнейшем нагружении в пластинках возникают полосы и штрихи меньшею масштаба. Предполагалось, что это вторичное скольжение, которое стало возможным благодаря первичному явлению - пластинкованию.
Наиболее подробно деформация, сопровождаемая поворотом решетки, была исследована в монокристаллах металлов. Полосами переориентации в (39J предложено называть все тс области с решеткой, разоряет нрованной относительно окружающего объема, у которых одни из размеров оказывается много меньше по сравнению с двумя другими. Под это определение подпадают пластинки и иррациональные двойники. Сюда можно отнести и многие другие деформационные явления, например, классические двойники, полосы сброса, полосы деформации и друз не.
Сбросообразование широко изучалось при деформации сжатием монокристаллов металлов, ионных кристаллов, при растяжении в моно- и полмкрнсталлическом алюминии, цинке, железе [45-51].
Схема переориентации решетки в полосах сброса представлена на рис. 1.1. Приведенные паюсы различаются распределением угла переориентировки по толщине полосы. Детальные исследования дают основания считать полосы второю вида сложными образованиями, состоящими из мезоскопических полос первого вида со скачкообразным распределением переориентации. 11ри этом мсзосбросы могут иметь клиновидную форму. Другим примером наблюдения клиновидных полос переориентации являются аккомодационные прослойки у границ двойников [52-54]. В этом случае как сами двойники, так и полосы аккомодации могут иметь плоскопараллельную или клиновидную форму. Наконец, границы полос переориентации могут быть извилистыми. В этом случае области с переориентированной решеткой были названы полосами деформации. Внутри них обнаруживается вторая система более тонких полос скольжения.
Изучение зависимости образования сбросов от кристаллорафической ориентировки образцов с ГПУ решеткой, т.е. от угла х между плоскостью базиса и осью стержня показало, что при сжатии образцов, у которых угол х близок к нулю, полосы
Рис. 1.1. Схема переориентации решетки и полосах сброса [39|
ІЗ
сброса не появляются. Чаше всею образование сбросов происходит при х ~ 20-24°.
Одной из количественных характеристик полос переориентации является их толщина, которая варьируется в широких пределах. Нижний предел - это масштаб микроуровня (0.1-0.5 мкм). верхний - макроскопический (размер образца). Существует зависимость между толщиной полосы сброса и ориентацией кристаллографических осей образца. Нели минимальный из углов х между направлением скольжения и осью стержня образца достигает 20°, то сбросы становятся очень широкими и перестают выделяться из остального объема материала. Опытами по сжатию и последующему растяжению было показано, что траиица сброса может перемещаться.
Угол переориентации в полосах сброса изменяется от нескольких минут, когда прослойка с переориентированной решеткой может бьпь выявлена относительно хаотического распределения дислокаций, до нескольких десятков градусов, когда поверхности сброса становятся іраннцами зерен деформационною происхождения. (‘ увеличением деформации угол поворота решетки в полосе сброса увеличивается.
Полосы переориентации в материале могут иметь три вида обрыва (55. 56]. Во-первых, вершина или фронт полосы могут быть тупыми и иметь в сечении прямоугольную форму, во-вторых, обрыв полосы может быть клиновидным с сужающимся фронтом и. в-трегьих. перед тупой вершиной полосы могут располагаться одна или несколько дискретных областей с переориентированной решеткой. Если полоса имеет тупой фронт, то вблизи него имеется повышенная плотность дислокаций - своеобразное "облако". Для вершины второю вида угол сужения клиновидного фронта достаточно мат -5°. а области днекрешой переориентации имеют размеры, приблизительно равные толщине полосы, ті их центры располаїаются на равном расстоянии друг от друга. Угол переориентации <р постепенно уменьшается при переходе к следующей области.
Важнейшим условием формирования полос переориентации в кристаллах является наличие неоднородно напряженного сосгояния (39]. При сжат ии неоднородности легко реализуется вследствие потери устойчивости стержневой системы. При растяжении необходимы специальные захваты. доп>скаюшне растяжение с изгибом. Дія устойчивого получения сбросов при сжатии удобно также внесіи искусственную неоднородность напряженною состояния. В металлических кристаллах неоднородность
14
может быть вызвана выемкой, царапиной или надрезом.
Другое условие возникновения сбросов - отсутствие возможного легкого скольжения. При сжатии данному условию можно удовлетворить, установив ось образца вдоль направления легкою скольжения, например, параллельно плоскости базиса в I I1У кристаллах.
Обобщенная схема сбросообразования может быть представлена следующим образом. Сначала в сжатом образце формируется зародыш сброса. Обычно зародыш появляется вблизи поверхности кристалла у одного из торнов, т.е. в месте наибольшей неоднородности напряженного состояния. Затем из этого зародыша через сечение образца развивается полоса с подвижным фронтом гой или иной формы. Сформировавшиеся полосы имеют вид, показанный на рис. 1.1.
Структура малоугловых полос переориентации может быть хорошо описана дислокационной моделью |46. 57]. Предполагается, что сначала пластическая деформация происходит в области полосы сброса и не распространяется к концам образца, т.е. деформация начинается зарождением внутри кристалла пар дислокаций противоположного знака. Положительные и отрицательные дислокации собираются в двух параллельных плоскостях, почти перпендикулярных плоскостям скольжения (рис. 1.2). Зарождение пар дислокаций объясняется на основании анализа данных теории упругости для случая сжатия длинного изотропного стержня. По этой теории при оп-редслснном значении сжимающего напряжения происходит потеря упругой устойчивости стержня, и стержень итгибается по косинусоиде. В местах перегиба косинусоиды напряжения максимальны, и. когда эти напряжения достигнут величины критических скалывающих напряжений, во всех плоскостях скольжения возникает по парс дислокаций противоположного знака, которые собираются в плоские ряды. У каждой из этих плоскостей происходит изгиб плоскости базиса. При увеличении степени деформации плоскости с дислокациями противоположного знака аремягся разойтись, тем самым увеличивается ширина полосы сброса. Движение стенок дислокаций происходит до тех пор. пока они не встретятся с дефектами на поверхности. После этого стенки дислокаций образуют окончательные границы сброса. При дальнейшем сжатии будет увеличиваться угол поворота решетки в полосе сброса, при этом в полосе сброса могут возникнуть вторичные границы сбросов - новые плоскости с дислокациями. у которых происходит искривление плоскостей базиса.
15
Рис. 1.2. Схема образования полосы сброса при помощи дислокаций |46].
16
К сожалению, представленная выше модель формирования макро- и микро-сбросов являемся чисто качественной и в последующем не получила сколько-нибудь количественною или спенишшного о ксперименгал ьного обоснования.
Интерес к явлениям переориентации локальных областей кристаллов вновь HiYiiHiK в связи с обнаруженном и исследованием фрагментации кристаллов в условиях глубоких пластических деформаций (37. 58-63]. а также эффектами формирования при деформации полос локализованной деформации типа micro- и macro shear bands (64-741. характерных субструктур (устойчивых полос сдвига) при усталости [75, 761 и т.д. Как и ранее, возник вопрос, представляют ли в этом случае новые механизмы деформации (ротационные моды деформации по терминологии 137]) или указанные эффекты могут быть рассмотрены в традиционных рамках теории дислокаций.
Однако, прежде чем переходить непосредственно к представлениям В.Д. Лихачева и U.B. Рыбина о ротационных модах деформации 137. 58-63J, кратко рассмотрим некоторые данные о таких интересных эффектах переориентации решетки, как образование мнкро- и макрополос сдвига (micro- и macro shear bands). В этих локальных областях разористггация решетки относительно матрицы составляет, соответственно, около 1° и до 10°. При этом в макрополосах локализации с увеличением степени деформации локализация увеличивается.
1.1.2. Феноменолот ни формирования полос локализованною единю.
К настоящему времени установлено, что в большинстве кристаллических материалов при больших степенях деформации, высоких скоростях и температурах деформирования происходит переход от макроскопически однородной деформации к деформации с ярко выраженной локализацией сдвига (66-70].
Локализация деформации представляет собой достаточно общее явление как для высокопрочных (30, 77, 78], гак и для низкопрочных 172-74] материалов и проявляется на различных масштабных уровнях. Микроскопические полосы интенсивного сдвига (как правило, их ширина составляет 0.1 * 1 мкм) найдены в плотных однородных дислокационных структурах (64. 65]. облученных нейтронами материалах (79]. упрочненных выделениями сплавах (66, 70, 80,81], полимерах (82].
17
Макроскопическая локализация сдвига, конкурирующая с нестабильностями мша шейки, широко наблюдается при плоской деформации или плоском напряженном состоянии |66. 74. 83). Обычно macro shear bands окалываются некристаллографическими )66. 70); многие исследователи указывают, что такие полосы составляют с осью кристалла углы 35-37° (71, 84); их интенсивное развитие происходит, например, в шейке образцов при растяжении. Отмстим, что грубые полосы скольжения (slip bands) могут рассматриват ься как промежуточная форма локализации деформации.
11ри усталостном разрушении локализация деформации имеет вид устойчивых полос сдвига (persistent shear bands), которые контролируют зарождение усталостных трещин. Динамические формы нестабильности именуются как катастрофический термопластический сдвиг (адиабатические полосы локализации [85-911).
Закономерности локализации деформации путем формирования различного тина полос локализованного сдвига (shear bands) достаточно широко исследованы экспериментально. Оказалось, что полосы локализованного сдвига обнаружены в ГЦЬС. ОЦК, ГПУ материалах после различного рода обработок, включая прокатку [68, 71, 72, 74. 84, 92-98). растяжение 180. 99-102). сжатие [69. 74. 81. 103. 104|. циклическое нагружение [73, 75, 76). Как правило, такие полосы развиваются при больших деформациях, и их образованно связано с потерей пластической устойчивости, т.е. снижением сопротивления материала деформированию в локальных областях образцов. Обычно момент формирования полос локализованного сдвига происходит при деформациях выше начала III стадии кривой деформационного упрочнения ) 105). С момента образования полосы локализации материал деформируется только в этой зоне со смешением одной части кристалла относительно другой как педеформируемых блоков [I06J. т.е. смешением объемных элементов как целого. Величина сдвиговой деформации в полосах локализованного сдвига (ПЛС) может достигать 100%. Характерным оказывается устойчивость IIJ1C в процессе деформации, заключающаяся в том. что пластическое течение возобновляется в них при повторных испытаниях. В монокристаллах ПЛС располагаются внутри наиболее активной системы скольжения; в поликристаллах после зарождения в отдельных зернах ПЛС могут распространяться через все сечение образца с пересечением границ зерен [66. 70) по типу некристалло-грпфнчсского сдвига.
В работах но изучению зарождения и развития ПЛС в прокатанных материалах
18
было показано, что при определенных е полосы локализованного сдвига становятся доминирующим механизмом деформации, сменяя двойникование в материалах с низкой энергией дефекта упаковки (ДУ) иди существуя наряду со скольжением в материалах со средней или высокой энергией ДУ.
Так, при прокатке латуни (70:30) с низкой энергией ДУ до 30% деформация происходит октаэдрическим скольжением растянутых дислокаций [71). В интервале деформации е * 30-50 % наблюдается двойникование, осуществляемое формированием тонких микродвойников, ориентированных под углом ** 30° к плоскости прокатки, преимущественно в зернах, имеющих текстуру {211 }<1 Т Т>. Полосы локализованного сдвига появляются при е > 50 %. Они располагаются под углом 35° к плоскости прокатки и имеют ширину 0.1 -г 1 мкм. распространяясь через границы зерен с небольшим изменением траектории. Число полос и их объемная доля монотонно возрастают с деформацией. При е » 90 % они занимают около 90 % объема. При дальнейшем увеличении деформации последняя снова реализуется скольжением {111}<110>. На поздних стадиях деформации формируются полосы, сопряженные первичной серии.
В материалах с высокой энергией ДУ. например, в меди [71]. полосы локализованного сдвига образуются при е > 50 % при сохранении скольжении но плоскостям {П1).
Полосы формируются параллельно направлению прокатки, как правило иол углом - 35° к плоскости прокатки [71, 97. 98[. Обычно наблюдаются две серии полос под углами ± 35°. В случае материалов с низкими значениями энергии ДУ (<20 мДж'м7). деформирующихся двойникованмем. обе серии ограничивают области ромбовидной формы с осями, нормальными направлению прокат кн. 11олосы сдвига разною знака существуют совместно одновременно в любом отдельном объеме материала [71. 98). В ГЦК металлах с энергией ДУ свыше 40 мДж/мг[Ю7, 1081 и для ОЦК металлов [109). которые деформируются только скольжением, в отдельном объеме формируется только одна серия полос, а полосы противоположного знака развиваются в соседних объемах. В ГЦК металлах с промежуточной энергией ДУ (20-40 мДж/м2) развиваются полосы сдвига обоих типов [71].
С увеличением деформации поверхность насыщается однородным множеством
19
полос локализованного сдвига и на этой стадии начинают развиваться макроскопические полосы 1108]. Эти макрополосы проходят через образец от одной поверхности до другой. Величина пороговых деформаций и доля первичных полос сдвига широко варьируется в различных материалах. В латуни 70:30 с низкой энергией ДУ первые полосы сдвига образуются при е ~ 0.8 и продолжают формироваться до с ~ 3. при этом до 90 % общего объема пересечено полосами (е = In h/h„ - истинная деформация». Макроскопические полосы сдвига начинают формироваться при е ~ 2 и вес чаще образуются при е ~ 5 (71]. В железе первые полосы сдвига появляются при е - 1.3, степень роста уменьшается при е ~ 2, при этом объем, занятый полосами составляет -3%.Макрополосы наблюдаются в железе только при очень высоких степенях деформации (е > 3-4). В меди с энертей ДУ ~ 60 мДж/м2 первые полосы локализованного сдвига появляются при е — 1, при е ~ 3 они занимают объем - 5 % и при е ~ 2.5 - 3 наблюдаются первые макрополосы сдвига 1107). В Си - 8.8 % Si (ат. %) с энергией ДУ -3 мДж’м первые полосы сдвига обнаруживаются при е ~ 0.4. при е ~ 0.8 наблюдаются макрополосы.
Подчеркнем, что в высокопрочном состоянии, например, в упрочненных частицами TiN монокристаллах a-Fc [80], моно- и поликристаллах высокопрочных сплавов на основе Nb 1110]. упрочненных карбидами монокристаллах молибдена 1111]. сплавах на основе Nb )30] макрополосы сдвига наблюдаются непосредственно выше предела текучести или небольших с < 5 % деформациях. Авторы этих работ поэтому предполагают, что определяющим фактором развития macro shear bands является скорее достижение высокого уровня деформирующих напряжений, нежели образование к моменту их появления характерной субструктуры. В то же время, как будет видно ниже, именно последнее рассматривается как важнейший фактор образования macro shear bands. Например, при изучении вопроса зарождения полос локализованного сдвига было обнаружено, что ПЛС зарождаются как правило в ориентированных полосовых н микродвойниковых структурах, а также линсализировашсых распределениях дислокаций.
В 171 ] указывается, что в латуни полосы сдвига зарождаются только в двойниковых областях. Зарождение ПЛС в двойниковых ламелях обнаружено также в монокристаллах меди ориентаций (211)[Т 11]. (011)[ 1 00] н (111)[2 11], в которых меха-
20
ннчсскис двойники были получены предварительной прокаткой при Т~ 77 К |97|. line зависимости от взаимной ориентации матрицы и двойника полосы сдвига всегда пересекают двойниковые ламели под углом ±35°. Однако отмечено, что наиболее широко полосы сдвига формируются при ориентации кристалла (111 )[2 11]. В этом случае ламели параллельны плоскости прокатки и длина линий скольжения всех действующих систем скольжения офаничена расстоянием между соседними двойниками. В кристаллах меди ориентации (011)[ Т 00] полосы локализованного сдвига не формируются. если при прокатке при комнатной температуре не происходит образования двойников. Таким образом, можно предполагать, что двойники и, в частности, граии-цы двойников играют важнейшее значение в зарождении полос сдвига. Это подтверждается исследованиями на других материалах.
Так, в стали 316 I. (у - 64 мДж/м2), было обнаружено, что наиболее часто полосы сдвига образуются в зернах, имеющих слоистую структуру и содержащих двойниковые ламели почт параллельные плоскости прокатки [98]. Двойниковые ламели чаще всего имели ориентацию {1П}<112> и {М1}<110>, при этом направления <110> <112 > были нормальны к направлению прокатки.
Безусловно, особый интерес представляет механизм деформации внутри полос. В этой связи отметим данные об их внутренней структуре |98|. Оказалось, что макрополосы сдвига состоят из микрополос, размер которых уменьшается с увеличением деформации. В частности, при е = 70 % микрополосы выароены в направлении сдвига и имеют длину ~ 1 мкм при ширине - 100 нм. При е = 90 % их размер существенно снижается и часто они измельчаются на равноосные ячейки размером - 10 им в результате скольжения в направлении, перпендикулярном полосе. Основная ориентация микрополос в полосе сдвига типа {110}<001>. Она может быть получена вращением текстуры {111 }<112> на 35° около оси <1 Ю>. нормальной направлению прокатки.
Обычно полосы локализованного сдвига, развивающиеся в двойниковых микроструктурах, имеют ширину 0.1-1 мкм и состоят из структурных единиц малого размера 0.02 - 0.1 мкм |71|. Кристаллиты обычно выстраиваются в направлении полосы сдвига I! имеют соотношения размеров 2:1 3:1. Высказывается предположение
171). что кристаллиты образуются в результате поглощения полосой двойниковой структуры, присущей материалам с низкой энергией ДУ. Иногда возможно наблю-
21
дать перетяжки, возникающие в результате сближения малых участков двойникового материала.
Результаты электронномикроскопического исследования особенностей структуры полос локализованного сдвига показали, что разорнентации между соседними кристаллитами разнообразны и пег тенденции к накоплению изменения ориентации при движении через полосу [71]. Размер кристаллитов, составляющих полосы локализованною сдвига, зависит от деформации. Например, в латуни (70:30) при увеличении деформации от е ~ 0.78 до е 3.97 размер кристаллитов уменьшился от 0.075 мкм до 0.058 мкм. Аналогичные измерения в латуни (90:10) обнаружили увеличение размеров от 0.075 до 0.083 мкм при увеличении деформации от е = 1.23 до е =3.23. Причины указанных различий в работе не объясняются.
Методом высокоразрешающей электронной микроскопии было обнаружено, что зарождение полос сдвига в двойниковой ламельной структуре происходит в сильно изогнутых двойниконых плоскостях [98]. Авторы считают, что при этом появляется выгодная для массового скольжения ориентация и скольжение развивается локально с пересечением двойниковых іраниц. Как показали электронномикроскопичсскис исследования, с обоих концов полосы наблюдается сильное искривление двойниконых плоскостей. В этой зоне кристалла изначально параллельные направлению прокатки плоскости {111} претерпевают поворот на 35°. так что их ориентация в этой области становится выгодной для дислокационного скольжения с распространением сдвига через іраницу двойник-матрица. Скольжением по двум системам формируются ячейки размером 100 нм. которые постепенно выстраиваются в направленим полосы. что н конечном итоге приводит к формированию полосы в масштабе зерна. Следовательно. искривление решетки двойниковых ламелей является первой пластической нестабильностью, начинающей зарождение полосы сдвига. При этом одна сне-гема скольжения действует в направлении сдвига, а вторичная система скольжения -в перпендикулярном направлении, что объясняет интенсивное образование микро-ячспетой структуры в растущей полосе. Как только полоса сдвига полностью сформируется. деформация имеет тенденцию концентрироваться в ней. и двойниковые области. таким образом, осіаюлея пассивными.
Исследование ІІЛС в сплавах, деформирующихся только скольжением, показало. что образование полос локализованного сдвига происходит в микрополосах ] 112].
22
Микрополосм формирчтотся изначально на плоскостях скольжения и имеют толщину 0.1*0.5 мкм [107]. При деформации е - 1 они выстраиваются вдоль плоскости прокаi* ки и в этих полосах, как и в аналогично ориентированных микродвойниках, происходит зарождение полосы локализованное сдвига.
В меди при прокатке при комнатной температуре микрополосы появляются при е£|0% 1711. предшествуя образованию полое локализованного сдвш а при е>50%.
В работе |97] исследовались монокристаллы AI и Al-Mg ориентации (211) [ i 111 и Al-Mg ориентации (011) [ 100] после деформации прокаткой. 11олосы локализованною сдвига обнаруживаются только в случае Al-Mg (211) [ Т111 после с 43 % на фоне линий кристаллографического скольжения параллельных плоскости (111) коллинеарной системы скольжения. Полосы располагаются под углом 35° к плоскости прокатки. В монокристаллах AI (211) [III] и Al-Mg (011) f 100| деформация осуществляется однородным скольжением но двум симметрично ориентированным плоскостям с максимальным ориентационным фактором. Однако, как показали элек-гронномикроскопичсские исследования, только н случае Al-Mg (211) 11 111 наблюдаются хорошо развитые ламелеподобные стенки дислокаций, лежащие параллельно плоскости скольжения (111). Именно в этом случае формируются полосы локализованного сдвига. Таким образом, указанные стенки дислокаций, подобно полосовым структурам в меди, или микродвойникам в сплавах с низкой энергией ДУ определяют зарождение полос локализации сдвига. При формировании в кристаллах Al-Mg с текстурой прокагки (011) [ТОО] хаотического распределения дислокаций и к кристаллах AI с равноосными субзсриами формирования полос локализованного сдвш а не наблюдается.
Однако некоторые исследования показывают, что полосы локализованного сдвига Moiyr зарождаться и в структуре однородного распределения дислокаций. Такие полосы были обнаружены в сплаве ХН77ТЮР после деформации прокаткой до е=2 на фоне однородного распределения дислокаций с высокой плотностью (- К)" см ') 1113). На ipaitiiuc матрица-полоса величина азимутальной разорнентировки составляет 50°. Из анализа элскгронограммы было получено, чгго данная разориенти-ровка обеспечена не дискретными разворотами отдельных областей, а большим гра-диситом разорнентировки, обусловленным значительными упругими искажениями.