Развитие и применение акустико-эмиссионного и рентгенодифрактометрического методов исследования пластической деформации поликристаллов

СОДЕРЖАНИЕ
Основные условные обозначения...................................... 5
ВВЕДЕНИЕ........................................................... 6
I лава 1. МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ 11ЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ 14
1.1. Современные представления о пластической деформации поликристаллов............................................. 14
1.2. Общие сведения о методах исследования пластической деформации................................................. 23
1.3. Основные представления об акустико-эмиссионном методе контроля................................................... 31
1.4. Акустическая эмиссия при пластическом деформировании металлов................................................... 34
1.5. Методы определения свойств металлов по ширине дифракционных линий........................................ 43
1.6. Постановка задач..................................... 54
Глава 2. ИССЛЕДУЕМЫЕ МАТЕРИАЛЫ, ОБОРУДОВАНИЕ. МЕТОДИКИ
ЭКСПЕРИМЕНТОВ............................................. 58
2.1. Исследуемые материалы................................ 58
2.2. Аппаратура для регистрации акустической эмиссии...... 62
2.3. Методика механических испытаний...................... 66
2.4. Методика структурных исследований.................... 70
Глава 3. АКУС ТИКО-ЭМИССИОННЫЙ МЕТОД ИЗУЧЕНИЯ
ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМА1 (ИИ ПОЛИКРИСТАЛЛОВ.................. 72
3.1. Статистическое описание акустической эмиссии при пластической деформации поликристаллов.................................. 72
3.2. Основные принципы построения аппаратуры для измерения сигналов непрерывной акустической эмиссии при пластическом деформировании металлов.................................... 81
3.3. Влияние условий испытаний на параметры сигналов акустической эмиссии.................................................... 89
з
3.4. Акустическая эмиссия при растяжении металлов с разным типом кристаллической решетки.................................. 98
3.5. Связь энергетических параметров непрерывной акустической эмиссии с образованием полос скольжения.................. 111
3.6. Выводы............................................... 115
Глава 4. РВНТІ'ЕНОДМФІ’АКТОМЕТРИЧЕСКИЕ МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ
ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ МЕТАЛЛОВ.......................... 117
4.1. Применение метода моментов для исследования пластической деформации............................................... 117
4.2. Теоретическое описание зависимости дифрагированного излучения от угла отражения.............................. 127
4.3. Численно-аналитический метод определения значений параметров тонкой структуры по одной линии.......................... 136
4.4. Программа Ш.П4Е\У10..................................150
4.5. Исследования численно-аналитического метола......... 156
4.6. Выводы.............................................. 170
Глава 5. ПРИМЕНЕНИЕ АКУСТИКО-ЭМИССИОННОГО И РЕНТГЕНО-
ДИФРЛКТОМЕі РИЧЕСКОГО ЧИСЛЕННО-АНАЛИТИЧЕСКОГО
МЕТОДОВ ДЛЯ ИЗУЧЕНИЯ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ В
СТАЛЯХ 30ХГСНА И 12X1811 ЮТ...............................172
5.1. Особенности многостадийного процесса пластической деформации в сталях с разной кристаллической решеткой 172
5.2. Влияние температуры отпуска на кристаллически к> структуру закаленной стали 30ХГСНА..................................189
5.3. Пластическая деформация отпущенной при разных температурах стали 30ХГСНА.............................................195
5.4. Выводы............................................... 211
Глава 6. АКУСТИКО-ЭМИССИОННЫЙ МЕТОД 011РЕДЕЛЕНИЯ ІІАЧАЛА
ПЛАСТИЧЕСКОГО ТЕЧЕНИЯ МАТЕРИАЛА ИЗДЕЛИЯ...................213
6.1. Основные понятия о размерной стабильности металлов.. 213
6.2. Связь прецизионного предела упругости с напряжением появления
4
непрерывной акустической эмиссией........................ 216
6.3. Применение акустико-эмиссионного метода для определения начала пластического течения материала изделий............... 224
6.4. Выводы................................................. 228
ОБЩИЕ ВЫВОДЫ........................................................ 229
ЛИТЕРАТУРА.......................................................... 233
ОСНОВНЫЕ УСЛОВНЫЕ ОБОЗНАЧЕНИЯ а, Ь. с - параметры кристаллической решетки;
V' - функция, определяющая частотные свойства порога чувствительности акустико-эмиссионной аппаратуры; с - относительная деформация;
9 - текущее значение угла отражения;
Эо - брэгговский угол отражения; с/ - меж плоскостное расстояние;
Df„p - коэффициент упрочнения;
Е(а - энергия »шучаемых источником ЛЭ упругих гармонических колебаний с частотой со0;
Епо,. - полная энергия АЭ;
/•'о - исходное поперечное сечение образца в рабочей части;
/•■„ - площадь пьезопреобразователя;
G,> -коэффициент затухания акустических волн частотой ю«;
/о интенсипносгь падающего излучения;
Км- коэффициент жесткости испытательной машины;
L - текущая длина рабочей части образца;
Ц - начальная расчетная длина образца;
Lwi- размер ОКР;
Lу - акустико-эмиссионная длина; т}УЧ> - показатель упрочнения;
Аг„- исходное число источников АЭ в ансамбле;
Лгр - число центров рассеяния по главному кристаллографическому направлению;
^-скоростьперемещения траверсы; к - показатель степени уравнения Вейбулла; с,„ - предел упругости:
АЭ - акустическая эмиссия;
ОКР - область когерентного рассеяния;
11Г1Э плотность потока энергии сигналов непрерывной АЭ.
6
ВВЕДЕНИЕ
В настоящее время происходит переход промышленности на более интенсивные пути развития. Это требует резкого повышения качества конструкционных материалов, повышения производительности технологических процессов и снижения их энергоемкости. Наиболее распространенные методы получения металлических изделий основаны на пластическом деформировании. Оно обеспечивает изменение форм заготовки путем относительного смешения отдельных ее частей без нарушения сплошности. На практике такому формоизменению фебуется подвергать самые разнообразные металлы: низко- и высокопрочные, жа-ро- и хладостойкие, пластичные и хрупкие, с различным типом кристаллической решетки, фазовым составом, структурой. Чтобы успешно решить эти не простые задачи, недостаточно опирал,ся лишь на богатый производственный и технологический опыт. Требуется глубокое понимание сути и конкретных деталей процессов, происходящих при пластической деформации [1].
Но своей природе пластическая деформация является коллективным эффектом. охватывающим повеление большого числа структурных дефектов разного типа. Сам процесс пластического течения протекает на разных структурных уровнях, масштаб которых определяется размерами структурных неоднородностей, геомет-рией изделия и условиями нагружения (2|. До настоящего времени, в основном, изучаются механизмы пластической деформации на микроскопическом уровне. Однако стало уже очевидным, что практическое применение полученной в этих исследованиях информации невозможно без количественного описания процессов, происходящих на мезоуровне пластической деформации. Для решения задач по установлению количественных связей на мезоуровне необходимо как создание новых методов, так и совершенствование уже имеющихся, поскольку существующие методы исследования механизмов пластической деформации предназначены, в основном. для получения качественной информации.
Одним из наиболее перспективных методов для получения количественной информации на мезоуровне пластической деформации является акустико-эмиссионный метод, основанный на явлении излучения деформируемым телом упругих колебаний или акустической эмиссии (АЭ). В настоящее время накоплен
7
значительный объем данных по акустико-эмиссионным свойствам различных металлов при разных вилах нагружения, систематизированный в ряде монографий 13 8]. Согласно этих данных сигналы ЛЭ при пластической деформации кристаллических тел связаны с коллективным движением большого количества дислокаций. Следовательно, через зависимости параметров сигналов ЛЭ от параметров нагружения можно получить количественные связи между характеристиками отдельных дислокаций и свойствами деформируемою объекта.
С другой стороны, часто результаты исследований ЛЭ при пластической деформации металлов несопоставимы друг с другом из-за тою. что они получены в различных условиях испытаний. Для установлення источников возникновения сигналов ЛЭ эта несопоставимость не существенна при условии неизменности условий испытаний. Но она приведет к большим погрешностям при установлении зависимостей между параметрами сигналов ЛЭ н свойствами деформируемого объекта. Поэтому необходимы исследования по оценке условий и границ воспроизводимости измерения механических и других свойств деформируемых металлов по численным значениям параметров сигналов ЛЭ.
Дія изучения изменений кристаллической структуры веществ широко используются методы реіпгеноструктурного анализа [9-12]. Несмотря на широкое распространение и обширный круг проблем, решаемых с помощью этих методов, применение их для исследования пластической деформации металлов сталкивается с серьезными затруднениями. Эти трудности связаны со сложностью получения информации о состоянии кристаллической структуры из анализа иарамеїров экспериментально получаемых дифракционных линий. Большинство существующих методов, е помощью которых можно получить такую информацию, основано на использовании упрощающих допущений в описании дифракционной линии, что приводит к плохой сопоставимости результатов исследований, полученных в различных условиях. Следствием ЭТОГО является низкая эффективность рснтгсносг-руктурных методов.
Современные компьютерные технологии позволяют значительно повысить точность результатов отдельных испытаний за счет устранения инструментальной составляющей погрешности путем численного моделирования процесса испытаний. Можно ожидать, что применение численных методов позволит решить такую
8
важную проблему для реютсноструктурного анализа, как уменьшение влияния инструментальных факторов на результаты рент геноструктурных испытаний.
В связи с этим представляется актуальным совершенствован не акустнко-эмисснонного и реитгсноднфракгометричсского методов исследования пластической деформации и применении их для исследования процессов, происходящих при пластическом деформирования поликристаллическнх тел. что и является целью работы.
В соответствии с поставленной ислыо в основные задачи исследований входило:
создание модели АЭ при пластической деформации поликристаллов;
- установление основного источника непрерывной АЭ при пластической деформации поликристаллов;
- разработка аналитического метода определения параметров тонкой кристаллической структуры поликристаллическнх металлов:
- составление программы обработки результатов рентгеноструктурных исследований с помощью современных компьютерных технологий;
- исследование с помощью усовершенствованных акустико-эмиссионного и рснтгснодифракгомсгрического методов пластической деформации поликристаллов с различным типом кристаллической решетки;
- применение акустико-эмиссионного метода для определения нагрузки начата пластического течения материала изделий.
Научная новизна работы.
1. Создана статистическая модель АЭ при пластической деформации поликристаллов. учитывающая влияние условий испытаний на значения измеряемых сигналов. В соответ ст вии с этой моделью были теоретически установлены и экспериментально подтверждены ранее неизвестные закономерности АЭ при пластическом деформировании поликристаллов. На базе этой модели предложен акустико-эмиссионный метод исследования динамики сдвиговых процессов при деформировании сталей.
2. Разработан численно-аналитический метод определения размеров областей когерентного рассеяния (ОКР) и искажений решетки но одной дифракционной линии. В этом методе впервые численное моделирование было использовано для
9
исключения систематических погрешностей, обусловленных условиями получения дифракционной линии. Метод позволяет выделить до трех сингле г из одной мультиплетной дифракционной линии.
3. Экспериментально доказано, что основным источником АЭ при пластической деформации металлов является процесс образования следов скольжения.
4. Впервые определено, что при одноосном растяжении образцов, изготовленных из углеродистой стали, существуют два типа источников АЭ, имеющие экспоненциальное и релсевское распределения источников АЭ но остаточным деформациям.
5. Впервые установлено, что при пластической деформации металлов происходит снижение симметрии кристаллической решетки металлов, выражающаяся в трансформации кубической решетки в орторомбичсскую.
6. Установлены основные требования, в рамках которых применим акусгн-ко-лмиссионный метод контроля размерной стабильности.
Практическая ценность работы:
1. Разработанные акустико-эмиссионный метод исследования пластической деформации, основанный на статистической модели АЭ при пластическом деформировании поликристаллов, и чнсленно-аналитичсскнй метод определения размеров ОКР и искажений решетки по одной дифракционной линии повышают достоверность и воспроизводимость результатов исследований пластической деформации за сче! исключения систематических погрешностей, связанных с используемым оборудованием.
2. На основе статистической модели АЭ сформулированы основные положения измерения АЭ при пластической деформации, включающие в себя выбор измеряемой физической величины, принципы построения измерительной аппаратуры, методику обработки результатов измерения.
3. Численно-аналитический метод можно применять в спектроскопии для определения параметров отдельных стилетов в му.тьтиплегных линиях.
4. Установленные закономерности изменения кристаллической структуры и акустического излучения сталей при пластическом деформировании расширят и углубят представления о физической природе процессов пластической деформации. закалки и отпуска сталей и могут быть использованы при разработке обшей
10
физической теории прочности и пластичности металлов, а также при разработке методик неразрушающего контроля с помощью АЭ.
5. Полученные в работе результаты исследования АЭ при пластической деформации и статистическая модель АО легли в основу при разработке способа контроля размерной стабильности изделий.
6. Научные результаты, полученные при выполнении работы, использованы в учебных курсах "Методы исследования структуры", "Методы и средства измерений. испытаний и контроля", "Физические основы измерений", читаемые в Тихоокеанском государственном университете, и написании учебных пособий "Физические основы измерений”, "Базовые методы и средства измерений и испытаний в технике" и "Методы и приборы измерений, испытаний и контроля: электронное учебное пособие".
1. Чнслснно-аналитичсскни метод определения параметров гонкой структуры по одной линии, заключающийся в компьютерном моделировании процесса получения интерференционных линий на рентгеновском дифрактометре со схемой фокусировки по Брлту-Брентанно и нахождении таких значений плоское i ей отражения и углов отражений, при которых вероятность аппроксимации экспериментальной зависимости дифрагированного излучения от угла отражения теоретической будет максимальной.
2. Статистическая модель АЭ при пластическом деформировании путем одноосного растяжения образцов из поликристаллов, согласно которой зависимости плотности потока энергии сигналов (интенсивности ультразвука) непрерывной АЭ от остаточной деформации отображают произведение плотности распределения источников АЭ. излучивших акустические сигналы, по остаточным деформациям на скорость остаточной деформации.
3. Основным источником непрерывной ДЭ при пластической деформации поликристалов является процесс образования следов скольжения на поверхности деформируемого металла. Энергия сигналов непрерывной АЭ прямо пропорциональна числу образовавшихся полос скольжения.
4. Особенности пластической деформации сталей, имеющих фансцентриро-ванную и объемноцетгтрированную кубическую решетку, состоящие и том. что:
II
- пластическая деформация отожженных сталей при одноосном растяжении носит многостадийный характер, мри этом в стали с гранеиентрированной кубической решеткой она протекает в четыре стадии, а в стали с объемноцентрированной ку бической решеткой - в шесть, причем на последних трех стадиях в обеих сталях происходят схожие процессы:
- с увеличением степени пластической деформации кубическая решетка преобразуется в орторомбичсскую:
- закалка и последующий отпуск стали ЗОХГСНА приводит к уменьшению количества стадий пластической деформации, причем с ростом температуры отпуска увеличивается количество стадий. Уменьшение количества стадий происходит за счет одновременного протекания процессов, которые в отожженной стали 30X1 СНА происходят на разных стадиях.
5. После закалки и отпуска стали ЗОХГСНА с повышением температуры отпуска происходит трансформация типа пространственной решетки Бравс но цепочке: тетрагональная - орторомбическая - кубическая.
6. Возникновение непрерывной АЭ при пластической деформации углеродистых сталей со значениями плотности потока энергии сигналов 2,5-10 ‘2 Вт/м2 сопровождается появлением остаточных деформаций величиной менее 0.001%, что позволяет использовать акустико-эмиссионный метод для определения нагрузки появления пластических деформаций заданного уровня в изделиях и конструкциях.
Апробация работы. Материалы исследований но теме диссертации докладывались и обсуждались на I-ой Всесоюзной научно-технической конференции "Акустическая эмиссия материалов и конструкций" (г. Ростов-на-Дону. 1984 г.) [13. 14]. на IX Всесоюзной научно-технической конференции по неразрушающим методам контроля (г. Минск. 1981 г.) 115]. на двух Всесоюзных научно-технических конференциях "Использование современных методов в неразру шатощих исследованиях" (г. Хабаровск, 1981, 1984 гг.) 116, 17]. на региональных конференциях (г. Хабаровск. 1980, 1983 гг.) |18. 19]. на Международном Китайско-Российском Симпозиуме "Современные материалы и технологии обработки" (г Харбин, 2006 г.), на IV Международной научно-технической конференции "Современные инструментальные системы, информационные технологии и инновации" (Курск. 2006) |20|.
12
на международных симпозиумах (Самсоновские чтения» г. Хабаровск, 2002, 2206 гг.) [21-24]. на международной научной конференции "Фундаментальные и прикладные вопросы механики" (г. Хабаровск. 2003) [25]. на IV Лшя-Тихооксанской Международной конференции "Фундаментальные проблемы оито- и микроэлектроники" (г. Хабаровск. 2004) [2б|. на VII съезде литейщиков России (г. Новосибирск. 2005) [27].
Основные материалы но теме диссертации отражены в работах [21-48]. опубликованных в рецензируемых отечественных журналах и трудах международных и союзных конференциях, в числе которых одна монография.
Диссертация состоит из шести глав. 11ервая глава ноет обзорный характер. 11 ней изложены современные представления о пластической деформации и методах се исследования.
По второй главе описаны исследуемые материалы, методика изготовления образцов, методика проведения механических испытаний лабораторных образцов и натурных изделий, методика сгрукгурных исследований, используемое оборудование и аппаратура для измерения Л').
Трет ья глава посвящена разработке теоретической модели ЛЭ. возникающей в поликристаллах при кратковременных статических нагрузках. Получены аналитические зависимости парамегров Л') от остаточной деформации, учитывающие влияние условий испытаний и геометрических размеров испытуемых образцов на значения параметров АЭ Изложены основные положения измерений непрерывной АЭ и принципы построения акустико-эмиссионной аппаратуры.
II четвертой главе проведен анализ методов определения тонкой структуры поликристаллов. Изложен численно-аналитический метод определения размеров ОК'Р и искажений решетки по одной дифракционной линии. Описана программа ОНпеизб, реализующая этот метод. Представлены результаты исследования численно-аналитического метода.
В пятой главе приведены результаты исследовании пластической деформации сталей, имеющих грансцснтрированныс и объсмноистрироианиме кубические решетки, акустико-эмиссионным и ренттенолифракгометри чески м методами. Рассмотрено влияние температуры отпуска на кристаллическую структуру и процессы пластической деформации среднеуглеродистой легированной стали.
13
Шестая глава посвящена акустико-эмиссионному методу определения начала пластического течения материала изделий. Показано влияние технологических дефектов на связь между прецизионным пределом упругости и напряжением появления непрерывной ЛЭ. Представлены результаты испытаний натурных объектов. Изложен акустико-эмиссионный метод контроля размерной стабильности.
Публикации. По материалам диссертации опубликовано 46 научных работ, в том числе 25 в рецензируемых отечественных журналах и материалах международных конференций и симпозиумов, I монография.
Сфуюу ра. и_объем_рабшн. Диссертационная работа изложена на 256 листах. иллюстрируется 50 рисунками и 13 таблицами, состоит из введения, шести глав, общих выводов, списка лит ературы из 257 наименований.
14
ГЛАВА 1
МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ ПЛАСТИЧЕСКОЙ
ДЕФОРМАЦИИ
1.1. Современные представления о пластической деформации
поликристаллов
Изменения физических и химических свойств металлов при деформировании обусловлены увеличением полной энергии кристаллической решетки, состоящей из потенциальной энергии и суммы энергий всех осцилляторов, представляющих колебания решетки [49]. Возрастание суммы энергии осцилляторов выражается в повышении температуры металла. 11рирашенис потенциальной энер! ии вызывается смещением атомов из равновесною положения в узлах кристаллической решетки, а также другими нарушениями порядка расположения атомов кристаллического вещества. Обычно эго приращение называют поглощенной энергией. Она составляет не более 5 ... 10 % от количества энергии, затраченной на деформацию. При увеличении степени деформации количество поглощенной энергии возрастает, приближаясь к некоторому предельному уровню [50, 51]. Накопление этой энергии приводит к изменениям свойств кристаллических тел при их пластической деформации.
Согласно современным представлениям пластическая деформация кристаллических тел при комнатных температурах является многостадийным и многоуровневым процессом 11,2). Обычно стадии пластической деформации выделяются по особенностям зависимостей истинных напряжений от истинной деформации, условных напряжений от истиной деформации е или условных напряжений от относительной деформации. Для полнкристаллнчсских металлов в общем случае такая диаграмма является четмрехстадийной [2] (рис. 1.1.). На ней выделяются стадии. переходная (II). следующая за пределом текучести и демонстрирующая рост либо уменьшение коэффициента деформационного упрочнении. Сразу за ней следует стадия II с высоким постоянным иди почти высоким постоянным упрочнением. На последующей стадии III коэффициент упрочнения уменьшается Завися-
15
мость напряжения or истиной дс<[юрмации ноет параболический или близкий к нему характер. Эту стадию иногда можно разбить на подстадии (III и III'), различающиеся коэффициентами парабол и ч ноет. Наконец, за сіадней III следует сгадия IV с низким и посюянным коэффициентом упрочнения.
Общая картина в конкретном частном случае обладает рядом особенностей. Во-первых, переход от стадии к стадии может быть резким или размытым, а поведение козффициеіпа упрочнения на соседних стадиях различается значительно либо слабо. Во- вторых, вслед за стадией IV могут наблюдаться последующие стадии (V и VI). В-третьих, изменяется продолжительность различных стадий, напряжение и деформация их начала.
Такая картина многостадийное!и более характерна дія монокристаллов [52-54]. В монокристаллах с такой ориентацией оси деформации, что в них действует лишь одна система скольжения, перед переходной стадией еще наблюдается стадия I. Из сопоставления кривых нагружения монокристалла и поликристалла из одною металла следует, что большая часть этой кривой соотіюгствуеі напряжени-
16
ям, при которых наблюдается III стадия деформации монокристалла. Поэтому для большинства поликристаллов многостадийный вид диаграммы нагружения не столь заметен, а влияние различных факторов качественно такое же, как на третьей сталии деформации монокристаллов. Следовательно, аппроксимация кривых деформационного упрочнения поликристаллов одной плавной кривой, например, параболой, вполне корректна [55].
Выделение стадий можно осуществлять не только по диаграмме нагружения. При одноосном растяжении образцов из отожженной среднеутлсродистой стали автором было выделено шесть стадий изменений кристаллической структуры [38]. К четырем стадиям, характерным для поликристаллов, были добавлены область микропластических деформаций, расположенная между началом пластического течения и макроскопическим пределом текучести, (стадия I) и площадка текучести. на которой происходит возрастание остаточной деформации при незначительном увеличении приложенного напряжения (стадия II). В области мнкропла-стических деформаций зависимость между напряжением и остаточной деформацией в этой области носит параболический характер, обусловленный тем, что микро-пластические деформации возникают вначале в наиболее ослабленных микрообье-мач и затем, но мере увеличения напряжения, постепенно распространяются на другие микрообъемы материала [59]. В аустснитиой стали 12X181 ПОТ наблюдаются четыре стадии изменения кристаллической структуры в процессе пластического деформировании путем одноосного растяжения (29, 36].
Изначально разделение диаграмм нагружения на различные стадии осуществлялось с целью связать характерные участки этих диаграмм с различными элементарными механизмами пластической деформации. Однако впоследствии оказалось, что диаграммы нагружения поликристаллов дают слишком интегральные характеристики свойств материалов, поскольку характерным признаком пластической деформации является се неравномерность по деформируемому объему. В поликристаллах различают следующие неравномерности пластической деформации [571: микроскопическую (в обьсмс трупп зерен) и макроскопическую ( между отдельными частями деформируемого тела), а также внутризереиную. Внутри зерна неравномерность пластической деформации обусловлена строением и анизотропно-
17
стыо свойств кристаллита. У идеального кристаллита из большого числа возможных плоскостей и направлений скольжения в скольжении первоначально участвуют лишь незначительная часть этих плоскостей. По мере возрастания степени деформации кристалла число плоскостей, участвующих в скольжении, увеличивается. Однако даже при значительной степени деформации число таких плоскостей не превышает 1%. Большая часть кристаллита в виде блоков, расположенных между полосами скольжения, и пластин, расположенных в полосе между плоскостями скольжения, остаемся практически недеформированной. Вся фактически произведенная деформация сосредотачивается и относительно небольшом числе плоскостей скольжения, участвующих в скольжении. В последних величина деформации также неодинакова. Отмеченная неравномерность деформации в объеме кристаллита свойственна как монокристаллу, так и отдельным зернам поликристалла [57].
Неравномерность пластической деформации в объеме группы зерен проявляется в том, что отдельные зерна, входящие в данную группу, деформируются неодинаково. По мере повышения напряжения в отдельных зернах пластическая деформация может начинаться намного раньше, чем в других. Макроскопическая неравномерность пластической деформации представляется как процесс неравномерного протекания пластической деформации в разных частях деформируемого тела, в результате чего при данной величине обшей деформации в одних зонах фактические степени деформации оказывались больше этой величины, а в других - меньше. Автором в работе (36) показано, что плотность полос скольжения по поверхности образца, испытываемого на растяжение, неодинакова. Разница между наибольшими и наименьшими значениями плотности полос скольжения увеличивается по мере возрастания общей деформации образца. Образование шейки происходит в гой части образца, в которой наблюдается наибольшая плотность. Но даже в процессе шейкообразования происходит деформирование зерен, не попавших в зону образования шейки.
1 (еолнородность пластической деформации отображает наличие в деформируемом твердом теле механического ноля с двумя компонентами - трансляционной и ротационной [58]. ’)то ноле порождает как сдвиговые, так п поворотные процессы [2. 59. 60]. Их суперпозиция создает иерархию структурных уровней деформа-
ІК
цим. Так. трансляционные сдвиги внутри зерна создают поворотные моды деформации на более высоком структурном уровне - движение зерна н целом [59). Для полного представления механизма пластического течения кристаллических тел недостаточно рассматривать только движение дислокаций по различным системам скольжения, составляющее лишь один структурный уровень деформации. Необходимо брать во внимание всю иерархию возможных структурных уровней деформации, классификация которых представлена в табл. 1.1. (61).
Эгу иерархию можно представлять и в другом виде в зависимости от характера поставленной задачи. Однако сулі, будет одна: каждый структурный уровень испытывает макродеформацию по отношению к нижестоящему и микродеформацию по отношению к вышестоящему уровню. Например, в основе движения дислокаций лежит смещение атомов — это .микродеформация по отношению к дислокационному уровню. В то же время движение дислокаций является микродеформацией по отношению к движению элементов субструктуры друї относительно друга [59].
Исследование пластической деформации началось на макроскопическом уровне. На этом уровне изучаются закономерности изменения свойств изделий и материалов, из которых изготовлены изделия, в процессе внешнего воздействия. Затем для объяснения полученных макроскопических закономерное гей стали прсдлататься различные злемеїггарньїе механизмы пластической деформации, действующие на микроскопическом уровне. Однако посредством только одних элементарных актов пластической деформации описать наблюдаемые макроскопические закономерности не удалось. Необходимо рассмотрение коллективных действий различных дефектов кристаллической структуры, происходящих на мезоуров-нс. Одним из таких коллективных эффектов является дислокационный ансамбль. Ого понятие включает в себя участки материала со значительной плотностью дислокаций. Тогда упругое взаимодействие между отдельными дислокациями и их группами соизмеримо с действием на дислокаций внешнего приложенного напряжения В таких условиях дислокации, стремясь к уменьшению шергии собственного суммарного упругого поля могут менять свое пространственное расположение и формировать различные субструктуры (61].
19
Таблица 1.1. Структурные уровни, их масштаб и классификация
№ п/п І Іазваннс Масштаб
Микроуровень 1 1 Вакансия, атом 2-3 Л
2 ' І Іерегиб, порог 5 - 50 Л
3 Дислокация, уступ на границе зерна, краудпон. 100 А
4 Группа дислокаций, скопление, полоса скольжения, зона сдвига, дислокационная стенка, отдельные образования дисюшнационного типа, граница зерна. Доменные границы. Вакаисионные. атомные и смешанные кластеры, сегрегации, частицы второй фазы. 100- 1000 Л
5 Мозоу ровен ь Ячейка, дисклинаиионная петля и диполь, полоса в полосовой субструктурс. микрополоса сброса, мнкродвой-ннк. труппы дисклинаций. Пластины и рейки мартенсита. Ьлок мозаики, фрагмент, субзерно. 0,1 - 1,0 мкм
6 Дислокационный ансамбль. Участок зерна или монокристалла. Пакет реек март сиси га. Зона сдвига, система скольжения. 1 - 20 мкм
7 Уровень зерна Зерно. Дендрит. Зона сдвига. Система скольжения. 10 - 200 мкм
8 Макроуровень Группа зерен. Волокно композита. 0,2 - 0, 5 мм
9 Участок образца. 1 мм
10 Образец в целом. мм - см
Эволюция дислокационных структур при пластической деформации кристаллических тел наиболее полно систематизировано в работах Коневой Н. А. и Козлова Э. В. [2. 61 - 651. Вес наблюдаемые типы дислокационных субструкгур
20
можно разделить на два больших класса: нсразорненгироваїнше н разорненгиро-ваниме субструктуры [2. 61. 62|. Среди таких керазориентироваиных дислокационных структур можно выделить: а - хаотическое распределение почти невзаимо-действующих дислокаций; о - скопления дислокаций; в - однородная сетчатая субструктура; г - дислокационные клубки; д - неразориентированные ячейки; е -ячеисто-сетчатая неразориентироваиная субструктура.
К разориентированным субструктурам относятся: а - ячеистая с разорнеити-ровкой; О - ячеисто-сетчатая дислокационная структура с плавными разорненти-ровкамн: в - мнкрополосовая субструктура; г - субструктура с многомерными дискретными и плавными разориентировками; д - фрагментированная субструктура.
Дислокационные субструктуры по мерс развития деформации возникают в определенной последовательности, следуя друг за другом. Основная схема превращений может иметь вид, показанный на рис. 1.2 |6)-63|. Имеют место две основные цепочки превращения, одна из которых характерна для малолегированных или высоколегированных сплавов с большой энергией дефекта и упорядоченных сплавов, другая - для концентрированных сплавов с ближним порядком и низкой энергией дефекта упаковки. При больших плотностях дислокаций обе цепочки сливаются в одну.
Авторы работы [63] считают, что на каждой стадии деформации в материале присутствуют два типа субструктуры. По мере развития деформации в пределах соответствующей стадии объемная доля одного из них уменьшается, а другого увеличивается. Окончание стадии совпадаете исчезновением одного типа субструктуры и заполнением всего объема материала другим. Затем появляется новый, очередной тип субструктуры и начинается новая стадия. Стадии пластической деформации обязаны своим появлением закономерностям эволюции дислокационных субструктур. Появление, развитие и закономерная смена субструктур управляют возникновением, развитием и сменой стадий пластической деформации.
По мнению авторов работ (66-68] из двух типов субструктур, наблюдаемых на каждой стадии, скольжение идет в основном в пределах одного их них. именно того тина, объемная доля которого убывает. Происходящее в нем активное сколь-
2!
жение и последующие релаксационные процессы как рач и приводят к образованию нового типа субструктуры. Новая субструктура оказывает большое сопротивление сдвигу. Именно поэтому она происходит н основном в убывающей по объему субструктуре. Таким образом, сопротивление на каждой стадии определяется в основном свойствами исчезающей субструктуры. Однако причины, по которым происходит такая эволюция дислокационных субструюур, в н их работах не объяснены.
і
Рис. 1.2. Последовательность превращения субструктур
Рыбипым В. В. показано [60), что на стадии развитой деформации (є > 0,3) коллективные эффекты эволюции ансамблей сильновзаимодействуюших дислокаций вызывают не только трансляционные, но и ротационные моды пластичности, носителями которых являются частичные дисклинации. Движение дисклмнацнй
22
приводит к фрагментации кристалла, т. с. к разбиению его на микрообласти, рано-риентированные на углы порядка нескольких градусов. При увеличении степени деформации уменьшаются размеры фрагментов, а сами они больше вытягиваются вдоль осей макродеформацни. При этом границы фрагментов служат местами локализации не только пласт ических поворотов решетки, но и мощных пластических СДВИГОВ.
Многомасштабный характер пластической деформации является основой концепции структурных уровней деформации твердых тел, сформулированной томской школой физики твердого тела 158]. Сог ласно пой концепции пластическая деформация связана с потерей его сдвиговой устойчивости и протекает как многоуровневый релаксационный процесс [2. 59. 69. 70]. Пластическое течение зарождается на макроуровне в локальных зонах кристаллической решетки. Возникающие на структурных неоднородностях микроконцсшраторы напряжений вызывают локальные перестроения кристаллической решетки в определенных кристаллографических направлениях. Эти перестроения выражаются в виде трансляционного скольжения. В каждой точке деформируемого объема в заданный момент времени сдвиг может осуществляться только по одной системе плоскостей скольжения, в которой происходит потеря сдвиговой устойчивости. Одновременное множественное скольжение в одной точке невозможно, что означало бы потерю СДВИГОВОЙ устойчивости всего кристалла. Отсюда сдвиговая деформация, будучи анизотропной, всегда сопровождается материальным поворотом внутри структурного элемента деформации (зерна, блока и т.н.). Это, в свою очередь, вызывает на границе структурного элемента деформации со стороны окружающего материала поворотный момент. Как следствие, возникают поворотные моды деформации на более высоком структурном уровне, реализующиеся широким набором аккомодационных механизмов поворотного типа. Деформируемое тело, как неравновесная синергетическая система, стремится включить наиболее эффективные каналы диссипации упругой энергии. Это приводит к появлению наряду с кристаллографическим скольжением дополнительных механизмов деформации конвективной природы с формированием диссипативных структур различного масштаба. Самосогласование но-
23
ворошых мод деформации смежных структурных элементов обуславливает возникновение в деформируемом поликристалле вихрей различного масигтаба [70].
Многостадийное и многоуровневое представление о пластической деформации отображает то обстоятельство, что характер пластической деформации оказался значительно сложнее, чем предполагалось в первой половине двадцатого столетия. Тогда казалось, что достаточно установить элементарные механизмы пластической деформации, как все проблемы будут решены. Можно будет предсказать поведение материалов при разных внешних воздействиях. II лействшслмюсги оказалось, что помимо знания элементарных механизмов необходимо иметь устойчивые корреляционные связи между параметрами элементарных источников и параметрами, характеризующими свойства материала конкретною изделия. Нахождение таких связей требует иных экспериментальных и методических подходов к изучению пластической деформации, чем при определении механизмов пластической деформации. Причем основной упор необходимо делать на методы исследования пластической деформации на мезоуровне. Далеко не все методы исследования пластической деформации в существующем виде применимы для установления количественных святей из-за наличия нсисключенных систематических погрешностей и недостаточной проработки метрологического обеспечения.
1.2. Общие сведении о методах исследовании пластической деформации
Существуют различные методы изучения пластической деформации, которые можно разделить на четыре основных группы: механические, оптические, дифракционные и физические.
Механические методы представляют собой различною рода механические и технологические испытания |71 —771. Полученные при таких испытаниях значения характеризуют технологические и экенлутационные свойства материалов изделий и конструкций, которые и требуется оиснить. исходя из теории пластической деформации. Наиболее распространенным способом создания пластической деформации в материалах являются статические испытания на растяжение. Результаты этих испытаний сильно зависят от условий проведения испытаний. Поэтому для обеспечения их воспроизведения методы испытания на растяжение стандартизова-