Содержание к диссертации
Введение
ГЛАВА 1. Основные понятия о локализации деформации (обзор) 17
1.1. Микроскопическая локализация пластической деформации 18
1.2. Мезоскопическая локализация пластической деформации 22
1.3. Макроскопическая локализация пластического течения 27
1.4. Двойникование как неоднородная деформация 37
1.5. Временная неоднородность пластического течения (скачкообразная деформация) 38
1.6. Пластическое течение твердых тел как многоуровневый (мультимасштабный) процесс 40
1.7. Концепция механического поля 46
1.8. Нелинейность пластически деформируемой среды 48
1.9. Экспериментальные исследования локализации пластической деформации 50
1.10. Состояние проблемы и цель исследования 51
ГЛАВА 2. Кристаллогеометрические закономерности макролокализации пластической деформации в монокристаллах Си, Ni и ГЦК-сплавов на основе y-Fe 54
2.1. Методика эксперимента и исследуемые материалы 54
2.2. Картины локализации макроскопической пластической деформации 68
Заключение по главе 2 120
ГЛАВА 3. Закономерности макролокализации пластической деформации и стадийность пластического течения 121
3.1. Картины макролокализации деформации и стадийность пластического течения 121
3.2. О соответствии картин локализации пластической деформации стадиям деформационного упрочнения 157
3.3. Структура мезоочага локализации пластической деформации 165
Заключение по главе 3 182
ГЛАВА 4. Макролокализация деформации как волновой процесс 184
4.1. Скорость движения очагов локализованной деформации на стадиях легкого скольжения и линейного упрочнения монокристаллов сплавов на основе y-Fe 186
4.2. Обобщенная зависимость скорости движения очагов локализованной деформации от коэффициента деформационного упрочнения в моно- и поликристаллах металлов и сплавов 190
4.3. К объяснению зависимости скорости движения очагов локализованной деформации от коэффициента линейного упрочнения 199
4.4. О характере изменения энтропии волнового процесса локализации деформации 202
4.5. О физическом смысле коэффициента 5 в зависимости К(0) 205
4.6. Дисперсионное соотношение для волн локализации макроскопической деформации 206
4.7. Влияние силовых характеристик нагружения на длину волны локализации деформации 216
4.8. О природе пространственно-временной периодичности макролокализации пластической деформации 219
Заключение по 4 главе 228
Заключение 230
Основные выводы 232
Список использованных источников 235
- Пластическое течение твердых тел как многоуровневый (мультимасштабный) процесс
- Картины локализации макроскопической пластической деформации
- О соответствии картин локализации пластической деформации стадиям деформационного упрочнения
- Обобщенная зависимость скорости движения очагов локализованной деформации от коэффициента деформационного упрочнения в моно- и поликристаллах металлов и сплавов
Введение к работе
Актуальность темы. Систематические исследования процессов пластической деформации и разрушения кристаллических твердых тел непрерывно проводятся на протяжении не менее полутора последних веков. При этом одной из наиболее интересных, важных и до сих пор не вполне понятных проблем, неразрывно связанных с пластическим течением, остается склонность последнего к самопроизвольной локализации, которая в пределе представляет собой расслоение материала на области двух типов: участвующие в деформационном процессе и индифферентные к нему. Научная сторона проблемы привлекательна своей загадочностью, так как локализация возникает самопроизвольно, а деформируемый материал в исходном состоянии, вообще говоря, может не содержать каких-либо неоднородностей состава или структуры, с которыми естественно было бы связать причину зарождения локализации. Практическая важность этой проблемы точно так же не вызывает сомнений, поскольку очевидно, что локализация препятствует необходимой для многих технологических процессов устойчивости пластического течения и делает недостижимой требуемую высокую степень пластической деформации до разрушения.
В развитии представлений о природе и механизмах пластической деформации отчетливо прослеживается важная закономерность. Любой значительный прогресс в знаниях о природе пластичности всякий раз инициировался обнаружением новых проявлений локализации пластической деформации. Это характерно для всей истории проблемы пластичности. Научный подход к ней был заложен в работах Д.К. Чернова [1], который, наблюдая за полированной поверхностью деформируемого стального листа, обнаружил линии макроскопического сдвига. Открытие этих типичных очагов локализованной деформации и последовавшие за ним экспериментальные исследования деформированного состояния металлов и сплавов породили новую систему взглядов на развитие пластического течения и почти через пятьдесят лет
закономерно привели к введению понятия трансляционных сдвигов и дислокаций в кристаллах.
В самом деле, основная идея физики дислокаций, состоящая в том, что все процессы пластического течения привязаны к плоскостям скольжения (локализованы на них), а более сложные дислокационные ансамбли суть очаги локализованной пластичности, была сформулирована благодаря интенсивным экспериментальным исследованиям пластичности металлических кристаллов [2] и обобщению их результатов в форме представлений о дислокационном трансляционном скольжении [3, 4], эквивалентном утверждению, что пластическое течение локализовано на микроскопическом уровне. Развитие экспериментальных и теоретических представлений в области физики дислокаций пошло по пути исследования связи структуры и формы дислокационных ансамблей с общей деформацией. Тем самым фактически было признано положение о неоднородности и локализации пластического течения, осуществляемого за счет движения и взаимодействия дислокаций [3-5].
В 80-е годы при исследованиях сильно деформированных металлов и сплавов были обнаружены новые более крупные по сравнению с индивидуальными дислокациями и их скоплениями особенности деформационной структуры, получившие название shear bands [6]. Представления об их природе, структуре и происхождении долгое время оставались загадочными, и такие объекты служили излюбленным предметом исследования в области физики и механики пластичности на протяжении последних десяти лет. Эти исследования, в свою очередь, способствовали созданию нового, активно развиваемого в настоящее время научного направления в физике пластичности — физической мезомеханики материалов [7, 8].
Наконец, достаточно известны некоторые яркие проявления локализации пластического течения явно макроскопического масштаба [9]. Уже упоминавшиеся полосы (фронты) Чернова-Людерса характерны для развития пластичности на стадии площадки текучести. К макроскопическим проявлениям локализации следует также отнести образование макроскопической
шейки при растяжении вязких материалов и их последующем разрушении. Попытки объяснения их физической природы инициировали появление ряда физически содержательных моделей взаимодействия дефектов разного типа, например, дислокаций и атомов примесей [4]. Это, в свою очередь, привело к созданию моделей скачкообразной пластической деформации, объяснению природы зуба текучести и, наконец, к пониманию природы примесного упрочнения металлов и сплавов [4, 5].
Складывается впечатление, что именно различные проявления эффекта локализации деформации несут в себе наиболее глубокую информацию о природе процесса пластического течения. В таком случае надежды на возможный прогресс в физике пластичности следовало бы связывать с углублением наших представлений о неоднородности и локализации деформации разного пространственного и временного масштабов.
Исследования особенностей локализации пластической деформации в течение долгого времени осуществлялись независимо друг от друга разными группами исследователей без учета универсального для всего процесса течения характера этого явления. При этом предполагалось, что локализация деформации скорее является неприятной особенностью, чем основной признаковой чертой процесса. Важный прогресс в понимании природы локализации пластической деформации был достигнут в 80-90-е годы XX века, когда были установлены взаимосвязь и взаимообусловленность явлений, протекающих на разных масштабных уровнях пластического течения и обращено особое внимание на кинетику процессов, характерных для промежуточного, ме-зоскопического уровня [7, 8]. Без детальных представлений о процессах, идущих именно в этом интервале масштабов, установление связи между микроскопическим (физика дислокаций) и макроскопическом (механика деформируемого твердого тела) уровнями представляется в лучшем случае очень трудным. Заложенные в этих работах основы нового научного направления исследований пластичности и разрушения — физической мезомеханики ма-
териалов — явились мощным импульсом для развития современных воззрений на природу пластичности в кристаллических материалах.
Становится все более распространенным утверждение, что пластическое течение неотделимо от локализации деформации и изучение этого явления фактически может быть сведено к идентификации природы и анализу эволюции и механизмов взаимодействия соответствующих дискретных носителей пластичности. Процесс формоизменения на всех этапах пластического течения связан с участием одновременно нескольких таких носителей и поэтому характеризуется некоторым набором специфических радиусов корреляции (масштабов). Поэтому описание пластичности требует, прежде всего, введения соответствующих масштабов, природа, величина и соотношение между которыми должны быть точно интерпретированы.
Высказанная Николисом и Пригожиным в 1989 году [10] мысль о том, что «...столь важные и широко распространенные механические явления, как пластичность и текучесть невозможно рассматривать на чисто механической основе! Вместо этого их следует рассматривать как часть общей проблематики нелинейных динамических систем, работающих вдали от равновесия», оказалась чрезвычайно продуктивной и позволила придти к качественно новому пониманию природы этого принципиально важного для физики конденсированного состояния и механики деформируемого твердого тела явления. Кроме того, это ввело физику пластичности в круг тех областей науки, для которых понятие нелинейности системы и синергетический подход уже стали обычными (биофизика, физика плазмы, гидродинамика, химия и другие научные дисциплины).
Известно, насколько трудно непосредственно от дислокационного масштаба перейти к макроскопическому описанию деформации. Эта трудность возникает потому, что пластическая деформация одновременно развивается на нескольких взаимосвязанных масштабных уровнях: микро, мезо, макро, и описать макродеформацию можно только адекватным ее согласованием с процессами, характерными для микро- и мезоуровней. При этом каждый
масштабный уровень характеризуется своими механизмами и закономерностями деформации. Для объяснения количественной связи микро-, мезо- и макроскопических параметров пластической деформации необходимы эксперименты по исследованию макроскопической локализации деформации.
Возможно, именно локализация является наиболее существенным атрибутом любой стадии процесса пластического течения и должна изучаться максимально тщательно. Однако если микроскопические явления пластической деформации описаны к настоящему времени в рамках теории дислокаций [3-5] практически исчерпывающим образом, а физическая мезомеханика материалов [7, 8] в последние годы также прочно заняла место в общей проблеме пластичности, то, как феноменология, так и физика макролокализации пластического течения оставались до последних лет развитыми слабее. Исследования в этой области ограничивались, по существу, поисками простых связей концентраторов напряжений, приводящих к локализации пластической деформации, с геометрией деформируемых объектов, хотя накопленные в ходе многолетних исследований данные недвусмысленно указывают на значительно более сложный и физически содержательный характер макроскопической локализации.
По этой причине настоящая работа ориентирована на развитие представлений о макроскопической самоорганизации пластического течения. В приложении к проблеме пластической деформации речь может идти о различных формах локализации пластического течения и их связи с общепринятыми характеристиками процессов формоизменения при простых видах напряженно-деформированного состояния. Актуальность работы дополнительно усиливается тем, что в ней объектами изучения выбраны «классические» для физики пластичности ГЦК-монокристаллы Си и Ni, особенности пластической деформации и механизмы упрочнения которых к настоящему времени в достаточной степени изучены. Кроме того, для расширения экспериментальных возможностей управления видом кривых течения (число, длительность и порядок чередования стадий пластического течения, величины коэф-
фициентов деформационного упрочнения), а также варьирования механизмов деформации (скольжение/двойникование) в работе объектами исследования служат также монокристаллы сложнолегированных сплавов на основе y-Fe, микромеханизмы деформации которых изучены достаточно подробно.
Диссертационная работа выполнена по Планам основных заданий научно-исследовательских работ Института физики прочности и материаловедения СО РАН на 1994-2005 гг. в рамках основного научного направления Института «Физическая мезомеханика материалов» (раздел 2.3.3 «Экспериментальные исследования иерархии механизмов локализации пластической деформации, ее эволюции и природы в моно- и поликристаллах металлов и сплавов»). Результаты исследований включались в отчеты о научной и научно-организационной деятельности ИФПМ СО РАН за 1997-2004 гг.
Часть материалов диссертации вошла в работу, удостоенную на конкурсе СО РАН 2002 г. Премии для молодых ученых им. акад. Ю.Н. Работно-ва за работы в области механики деформируемого твердого тела. Работа выполнена при частичной финансовой поддержке гранта № 59 6-го конкурса-экспертизы научных проектов молодых ученых по фундаментальным и прикладным исследованиям РАН 1999 г., гранта № PD02-1.2-63 конкурса 2002 г. на проведение молодыми учеными научных исследований в ведущих научно-педагогических коллективах высших учебных заведений и научных организаций Министерства образования РФ и гранта № ТО-016-02 конкурса грантов молодых ученых 2004 г. по программе «Фундаментальные исследования и высшее образование» Министерства образования и науки РФ и Американского фонда гражданских исследований и развития.
Цель диссертационной работы: исследовать феноменологию макроскопической локализации пластической деформации в зависимости от стадийности кривой пластического течения, состава исследуемых материалов и действующих микромеханизмов деформирования на примере ГЦК-моно-кристаллов Си, Ni и сплавов на основе y-Fe.
Для достижения этой цели решались следующие частные задачи:
исследовать пространственно-временные распределения и закономерности эволюции компонент тензора пластической дисторсии в ходе деформации монокристаллов с ГЦК-решеткой, используя метод двухэкспози-ционной спекл-фотографии, специально разработанный ранее для решения подобных задач;
установить на примере металлических ГЦК-монокристаллов взаимосвязь основных закономерностей картин распределений локальных деформаций с общепринятой в физической теории пластичности последовательностью стадий кривых пластического течения, отвечающих разной форме законов деформационного упрочнения 0 = 0(б);
проанализировать соответствие и взаимосвязь макроскопических картин локализации пластической деформации ГЦК-монокристаллов с кристаллографическими аспектами пластического течения (ориентация оси растяжения монокристаллических образцов, величина фактора Шмида, действующие системы скольжения и двойникования монокристаллов);
сопоставить закономерности макроскопической локализации пластического течения на разных стадиях деформационного упрочнения, найденные в настоящей работе, с аналогичными данными, полученными другими исследователями (на других материалах), и обосновать возможность их обобщения как особого типа волновых процессов в рамках синергетических представлений о деформации.
При выполнении исследований по теме настоящей диссертации были использованы следующие экспериментальные методы:
механические испытания на растяжение с помощью испытательной машины Instron-1185;
численный анализ полей векторов смещений с помощью разработанного в ИФПМ СО РАН автоматизированного лазерного измерительного ком-
плекса ALMEC (двухэкспозиционная спекл-фотография) и его электронно-оптической телевизионной модификации ALMEC-TV;
пакет специально разработанных программ для ЭВМ для вычисления компонент тензора пластической дисторсии и их визуализации в различной форме;
оптическая микроскопия с применением металл-микроскопа Neophot-21 для анализа следов скольжения и двойникования на поверхности деформированных образцов;
рентгеноструктурный анализ для кристаллографической аттестации исследуемых объектов.
Научная новизна. Проведенные в работе исследования характера локализации макродеформации в монокристаллах Си, Ni и ГЦК-сплавов на основе y-Fe, а также (для сравнения) в монокристаллах ОЦК-сплава Fe-3%Si впервые позволили установить ряд следующих важных для дальнейшего развития физической теории пластичности закономерностей процессов развития локализованной пластической деформации на макроскопическом масштабном уровне:
пластическая деформация сопровождается появлением, развитием и закономерной эволюцией организованных картин макроскопической локализации, состоящих из очагов локализованной пластичности;
каждый из активных очагов локализованной пластической деформации есть совокупность действующих в период времени, соответствующий регистрации поля векторов смещения, сдвигов по плоскостям скольжения монокристаллов с максимальными факторами Шмида или совокупность двойников деформации, также удовлетворяющих этому условию; пространственная ориентация зон макроскопической локализованной деформации по отношению к оси растяжения монокристаллического образца задается кристаллографически, совпадая с действующими системами скольжения или двойникования с максимальными факторами Шмида;
между картиной макролокализации деформации и действующим на определенной стадии пластического течения законом деформационного упрочнения существует взаимно однозначное соответствие;
возникающие и распространяющиеся в деформируемой среде на стадии линейного деформационного упрочнения периодические процессы макроскопической локализации пластического течения суть новый тип волн — волны локализованной пластической деформации, спонтанно возникающие в деформируемой среде;
экспериментально найдены основные характеристики этих волн, отличающие их от других волновых процессов, при пластической деформации.
Научная и практическая значимость результатов работы определяется тем, что в ней впервые систематически исследованы все основные особенности макроскопической локализации пластической деформации в металлических монокристаллах и на их основе показано, что локализация является неотъемлемым признаком пластического течения на всех его этапах. Полученные результаты показывают, что особенности макроскопической локализации деформации должны учитываться при разработке моделей деформационного упрочнения моно- и поликристаллических металлов и сплавов.
Полученные результаты могут быть использованы при разработке критериев оценки технологической пластичности при обработке давлением изделий из металлов и сплавов, на что указывает успешное применение анализа локализованной деформации для контроля состояния трубной продукции из сплавов циркония для ядерной энергетики.
Результаты работы используются в курсах «Физика прочности и материаловедение» и «Экспериментальная механика», читаемых для студентов направления 651500 — «Прикладная механика» и специальности 071100 — «Динамика и прочность машин» на физико-техническом факультете Томского государственного университета. Разработано учебно-методическое пособие по выполнению лабораторной работы «Определение действующих сие-
тем скольжения для ГЦК-монокристаллов с помощью оптического микроскопа Neophot-21», Томск: ТГУ, 2005,29 с.
Положения, выносимые на защиту:
1. Установление универсального характера явления макроскопической
локализации деформации в ГЦК-монокристаллах, состоящего в том, что не
зависимо от механизма деформации (скольжение или двойникование):
на всем протяжении процесса пластического течения в деформируемых материалах самопроизвольно формируются и эволюционируют подвижные или стационарные очаги локализованной пластичности;
каждый из очагов локализованной пластичности может рассматриваться как мезодефект, ответственный за развитие пластического течения на макроскопическом масштабном уровне;
пространственные распределения приростов удлинения, сдвига и поворота в очагах локализованной деформации закономерно взаимосвязаны между собой.
2. Обнаружение однозначного соответствия картин макролокализации
деформации стадиям деформационного упрочнения при пластическом тече
нии, так что:
на стадии легкого скольжения или на площадке текучести вдоль образца движется уединенный очаг локализованной деформации;
на стадии линейного упрочнения по образцу движутся с одинаковой и постоянной скоростью несколько эквидистантных очагов локализации — волна локализованной деформации;
на параболической стадии в образце возникает система эквидистантно расположенных стационарных очагов локализованной деформации, между которыми материал практически не деформируется;
на стадии предразрушения очаги локализации деформации приобретают подвижность, за счет которой происходит их слияние, ведущее к образованию шейки и вязкому разрушению.
3. Доказательство существования нового типа волновых процессов — волн локализованной пластической деформации — при пластическом течении на стадии линейного деформационного упрочнения, для которых установлено, что:
скорость распространения обратно пропорциональна коэффициенту деформационного упрочнения, Vavv ~ 1/9;
дисперсионное соотношение имеет вид: со ~ 1 + к ,
-энтропия деформируемой системы уменьшается при образовании волн, AS < 0.
Достоверность и надежность полученных результатов обеспечивается использованием материалов с одним типом кристаллической решетки, полностью аттестованных по химическому составу, кристаллографической ориентации направления растяжения и поверхности наблюдения, действующим плоскостям дислокационного сдвига или двоиникования. Для всех использованных монокристаллов независимо изучены и детально описаны микромеханизмы пластической деформации. Комплексный подход к решению поставленных задач, использование апробированных методов и методик исследования, применение статистических методов обработки результатов, анализ литературных данных и сопоставление полученных данных с данными, полученными другими авторами, повышают надежность результатов.
Апробация работы. Результаты исследований докладывались и обсуждались на 14-й и 15-й Международных конференциях по физике прочности и пластичности материалов (Самара, 1995; Тольятти, 2003); 1-й Международной конференции «Nitrogen Steels» (Gliwice-Wisla, 1996); 11-й и 12-й Международных конференциях «Strength of Materials» (Prague, 1997; Asilomar, 2000); 3-й Международной школе-семинаре по проблеме «Эволюция дефектных структур в конденсированных средах» (Барнаул, 1996); Симпозиуме «Синергетика. Структура и свойства материалов. Самоорганизующиеся технологии» (Москва, 1996); 11-й Международной зимней школе по
механике сплошных сред (Пермь, 1997); 9-й Международной конференции «Взаимодействие дефектов и неупругие явления в твердых телах» (Тула, 1997); Международном семинаре «Актуальные проблемы прочности» (Новгород, 1997); 5-й Международной конференции «Компьютерное конструирование перспективных материалов и технологий» (Байкальск, 1997); 3-й Международной конференции Euromech-Mecamat «Mechanics and Multi-Physics Processes in Solids: Experiments, Modelling, Applications» (Oxford, 1998); l-5-й Всероссийских конференциях молодых ученых «Физическая мезомеханика материалов» (Томск, 1998-2003); 6-й Международной научно-технической конференции «Актуальные проблемы материаловедения» (Новокузнецк, 1999); 5-ом Российско-Китайском симпозиуме «Новые материалы и технологии» (Байкальск, 1999); 5-й Международной школе-семинаре «Эволюция дефектных структур в конденсированных средах» (Барнаул, 2000); 8-й Международной конференции «Metal-Forming» (Krakow, 2000); 8-ом Всероссийском съезде по теоретической и прикладной механике (Пермь, 2001); 14-х и 15-х Петербургских чтениях по проблемам прочности (С.-Петербург, 2003, 2005); 9-й Международной конференции «The Mechanical Behavior of Materials» (Geneva, 2003); семинаре «Геомеханика и геофизика» (Новосибирск, 2004, 2005); 2-й Международной конференции по физике кристаллов «Кристаллофизика XXI века» (Москва, 2003); 13-й зимней школе по механике сплошных сред (Пермь, 2003); 2-й Всероссийской конференции молодых ученых «Материаловедение, технологии и экология в III тысячелетии» (Томск, 2003); 5-й Региональной школе-семинаре молодых ученых «Современные проблемы физики, технологии и инновационного развития» (Томск, 2004); 3-м Всероссийском семинаре «Механика микронеоднородных материалов и разрушение» (Екатеринбург, 2004); Международной конференции по физической ме-зомеханике, компьютерному конструированию и разработке новых материалов (Томск, 2004); 9-й Всероссийской научной конференции студентов-физиков и молодых ученых (Москва, 2004); 7-й Международной конференции «High Nitrogen Steels» (Ostend, 2004); 1-й Всероссийской конференции
молодых ученых «Физика и химия высокоэнергетических систем» (Томск, 2005); 20-ом Конгрессе Международного Союза кристаллографии (Florence, 2005), а также на семинарах отделов и лабораторий Института гидродинамики СО РАН, Института физики прочности и материаловедения СО РАН, Сибирского физико-технического института при ТГУ, Томского государственного архитектурно-строительного университета.
Публикации. Основные результаты диссертации опубликованы в 36 печатных работах.
Личный вклад автора состоит в выборе направления исследований, непосредственном проведении экспериментов, получении опытных данных, их обработке, сопоставлении и интерпретации. При личном участии автора была проверена и доказана применимость электронно-оптической телевизионной модификации установки ALMEC-TV для исследования локализации пластической деформации. Автор творчески участвовала в анализе и обсуждении полученных данных, приведших к обнаружению нового явления, а также в написании всех статей и докладов по теме диссертации, опубликованных в соавторстве.
Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, четырех глав, первая из которых является обзорной, заключения и выводов, списка использованных источников и изложена на 267 страницах. Диссертация включает 99 иллюстраций и 15 таблиц. Список литературных источников состоит из 368 наименований.
Пластическое течение твердых тел как многоуровневый (мультимасштабный) процесс
Так, например, Ландау с соавторами [18-20], обобщив результаты множества экспериментальных работ, показал, что движение индивидуальных дислокаций имеет скачкообразный характер. Длины скачков составляют 2...10 мкм, а их число за время приложения импульса нагружения доходит в некоторых случаях до пяти. В работах Струнина [21, 22] и Предводителева [23, 24] установлено, что причиной такого поведения дефектов является неоднородность поля напряжений, возникающего в кристаллах при генерации и перераспределении дислокаций. Неоднородные поля проявляют себя как системы преодолимых и непреодолимых стопоров, препятствующих движению дислокаций, что ограничивает применение понятия скорости движения дислокаций и делает формулу (1.1) практически непригодной для точных оценок скорости деформирования при сколько-нибудь неоднородной дислокационной структуре.
Постулируемое при использовании уравнения (1.1) предположение о равномерном распределении дислокаций в деформируемом объеме также не является справедливым. Уже на раннем этапе развития дислокационных моделей Мотт [25, 26] ввел фундаментальное для дислокационной физики пластичности понятие плоского скопления дислокаций как самостоятельного дефекта, определяющего характер деформационного упрочнения металлов и сплавов. Такой структурный элемент более реалистично отображает особенности дислокационных структур, наблюдаемых в многочисленных экспериментах [13]. Далее эта идея была плодотворно развита Зегером [27] и его учениками [28], создавшими на ее основе теорию деформационного упрочнения, основные положения и выводы которой остаются верными и сейчас, спустя полвека с момента опубликования. Базовым элементом модели является плоское скопление дислокаций — специфический двумерный дефект, размер которого играет решающую роль при расчете величины коэффициента деформационного упрочнения. Такой дефект обладает собственным неоднородным упругим полем [29] и структурно более сложен, чем совокупность дислокаций. Фактически в теории Зегера коэффициент деформационного упрочнения 6 = di/ds (в безразмерном виде на разных ста диях процесса пластического течения характеризуется соотношением двух величин с размерностью длины — вектора Бюргерса и длины дислокационного скопления.
Главной проблемой физической теории упрочнения является уяснение природы и вычисление величины коэффициента деформационного упрочне ния. Набарро, Базинский и Холт [30] показали, что коэффициент Э пропорционален отношению энергии накопленных дефектов к энергии, рассеянной в тепло при деформации кристалла. Впоследствии Ройтбурд [31] вернулся к идеям Зегера [27] и обратил внимание на то, что коэффициент деформационного упрочнения может быть выражен как отношение двух принципиально разных структурных параметров с размерностью длины. Один из них является длиной пробега дислокаций L, а другой соизмерим с периодом поля упругих напряжений, создаваемого дислокациями / «1/л/р, причем L »1, а 0 l/L. Таким образом, уже начиная с первых работ в области теории деформационного упрочнения [3, 4, 11, 12, 32, 33], рабочие модели и гипотезы необходимым образом учитывают неоднородность распределения дефектов в деформируемой среде и склонность пластической деформации к локализации. Главную роль в большинстве моделей играют геометрически сравнительно простые (двумерные) дислокационные ансамбли типа диполей, плоских скоплений и дислокационных стенок (малоугловых границ) [32]. В рамках представлений об их взаимодействии оказывается возможным описание различных элементарных актов пластического течения и разрушения кристаллов [34-37]. Общая для всех моделей идея об увеличении плотности дислокаций и усложнении дислокационных структур во время деформирования [3, 4] вызвала к жизни огромное число экспериментальных исследований дислокационной структуры, проведенных, главным образом, с помощью просвечивающей электронной микроскопии тонких фольг [13, 38] в различных чистых металлах и сплавах. Основная цель таких исследований состояла в поиске однозначной взаимосвязи между параметрами дислокационной структуры и деформацией кристалла. Благодаря этим многолетним исследованиям, была построена достаточно подробная картина эволюции дислокационных ансамблей во время пластического течения, которая оказалась намного сложнее всех схем, заложенных в первоначальные модели. Эволюция дислокационных субструктур по мере роста деформации может быть представлена, например, следующим (не единственным!) образом [39]: хаотическое распределение дислокаций -» скопления дислокаций -» однородная сетчатая субструктура -» дислокационные клубки -» неразориентированные ячейки - ячеисто-сетчатая неразориентированная субструктура - ячеистая субструктура с разориентировкой - ячеисто-сетчатая субструктура с плавной разо-риентировкой - полосовая субструктура - субструктура с многомерными дискретными и плавными разориентировками - фрагментированная субструктура. Перестройка одного типа дефектной структуры в другой происходит скачкообразно и может рассматриваться как своеобразный фазовый переход [40], так что новая более сложная дислокационная субструктура зарождается и начинает развиваться на фоне существующей, но завершающей свою эволюцию.
Картины локализации макроскопической пластической деформации
Пространственная локализация и временная неоднородность пластического течения, связанные с рождением и эволюцией коллективизированных ансамблей дефектов, представляют собой различные коллективные моды процесса формоизменения. Признание существования подобных коллективных образований и принципиальное различие их размеров поставили перед исследователями проблему количественного и качественного согласования подобной разномасшабности одновременно или последовательно протекающих явлений и иерархии их организации.
Положение о многоуровневом характере процесса пластического течения было подробно развито в работах Лихачева и Малинина [131-133, 142]. Главную задачу концепции структурных уровней они видели в обеспечении возможности расчетов формоизменения в инженерном плане, т.е. макроскопическом структурном уровне. Признавая существование структурных уровней различных масштабов, они предложили алгоритм выбора нижнего (элементарного) уровня для каждого конкретного случая. Для этого необходимо: а) чтобы рассматриваемый акт пластичности был независим от подоб ных, происходящих в других частях объекта; б) чтобы он допускал инвариантную запись соотношений, которые оп ределяют данный процесс; в) чтобы самый нижний уровень был как можно более крупным для преодоления вычислительных трудностей при переходе на инженерный уро вень. Ясно, что в такой постановке нижний структурный уровень не может быть действительно элементарным (атомным или, хотя бы дислокационным), однако систематическое описание его должно быть строго физически обосновано. В качестве примера Лихачев и Малинин предлагают использовать уровень полос скольжения для материалов, где они реализуются [79, 97]. Действительно, в полосе скольжения упрочнение возрастает по линейному закону, реализуясь термофлуктуационным либо силовым механизмам независимо от других участков объекта. Поэтому на уровне полос скольжения можно строгим образом записать определяющие уравнения для полных деформаций и напряжений. Переход на следующий структурный уровень должен осуществляться путем ориентационного и статистического усреднения. Такое усреднение должно быть физически оправдано, что достигается осознанным выбором масштаба нижнего уровня. Кроме того, сама процедура усреднения нетривиальна, так как должна учитывать сильное взаимодействие между объектами нижнего уровня, то есть производить изменение локального поля напряжений. Безусловно при этом механизмы и законы взаимодействия должны быть строго физически определены, как и процессы, контролирующие нижний структурный уровень. В рассмотренном авторами примере деформирования материала [79, 97], где реализуется простое скольжение, взаимодействие объемов нижнего уровня между собой осуществляется через ориентированные и неориентированные микронапряжения. На основе законов взаимодействия записываются структурно-ориентационные функции, которые обеспечивают переход ко второму, более высокому уровню деформации. Задача исследователя в данном случае состоит в том, чтобы второй структурный уровень был уже макроскопическим, инженерным. Тогда предлагаемая теория становится предсказательной и продуктивной с точки зрения прикладной механики.
Изложенная концепция, несмотря на всю ее привлекательность, встречается с целым рядом трудностей. Например, не ясно, каким образом в общем случае задать взаимодействие объемов нижнего уровня. По-видимому, это требует перехода на еще более мелкомасштабный уровень. Далее, в процессе деформирования может произойти смена механизма реализации элементарного акта пластичности, что приведет к необходимости замены выбранного нижнего уровня, а, следовательно, и всей процедуры расчетов. Очевидно, к этому же ведет изменение условий формоизменения, например, температуры. Наконец, далеко не всегда можно оптимально выбрать нижний структурный уровень так, чтобы следующий уже совпал с инженерным. Но даже с учетом этих затруднений такая концепция структурных уровней оказалась весьма продуктивной для широкого круга задач.
Панин, который, как уже отмечалось, впервые ввел представления о многоуровневости пластической деформации и разрушения, считает, что смешивать понятия структурных и масштабных уровней недопустимо. Масштабные уровни определяют механику деформируемого тела [54-63, 140]. Они задаются размерами и мощностью концентраторов, которые порождают элементарные для данного уровня носители пластической деформации. Вклады носителей деформации в пределах данного масштабного уровня аддитивны. Нарушение последнего условия и определяет переход на более высокий масштабный уровень. В связи с этим Панин выделяет три масштабных уровня: микроскопический (в приложении к физике пластичности дислокационный), мезоскопический, где как целое движутся блоки, фрагменты или зерна, макроскопический, когда самосогласованно должны перемещаться более крупные области, соизмеримые с размерами деформируемого объекта. Наряду с этим существуют структурные уровни деформации, которые определяются соответствующей субструктурой и структурой материала. В пределах мезо- и макроскопического уровней пластическое течение может одновременно осуществляться на нескольких структурных уровнях, причем естественным масштабным критерием структурных уровней деформации твердых тел является размер ротора (вихря), способного сформироваться в деформируемой среде [140] при заданных условиях деформирования. Такое представление основано на новом подходе к описанию пластической деформации, согласно которому деформируемый объект и деформирующее устройство являются единой далекой от равновесия диссипативнои системой, а пластическая деформация есть релаксационный трансляционно-ротационный процесс [54-63, 140]. Существенную роль в этой теории играет понятие механического поля [140, 141].
О соответствии картин локализации пластической деформации стадиям деформационного упрочнения
Все рассмотренные выше данные о макроскопической локализации пластической деформации получены на ГЦК-монокристаллах. Ясно, что большой интерес могло бы представить сравнение полученных закономерностей с данными о локализации деформации в ОЦК-монокристаллах. Наиболее подходящим в этом отношении представляется сплав Fe-3%Si (кремнистое железо), на котором было выполнено много исследований пластического течения (см., например, [70, 266-275]). Монокристаллы сплава Fe-3%Si, необходимые для проведения этой части исследований, были выращены по методике, принципиально не отличавшейся от описанной выше для монокристаллов аустенитных сталей.
Результаты механических испытаний. Размеры рабочей части использованных образцов составляли 28х5х 1,5 мм. Оси растяжения монокристаллических образцов из сплава Fe-3%Si были ориентированы вдоль направления [143], рабочая поверхность имела индексы (168). Образцы перед испытаниями гомогенизировались при 1300 К в течение 16 час. Для указанной ориентации максимальный фактор Шмида mi = 0,47 имеет первичная система (110)[1 11]. След скольжения этой системы на рабочей поверхности должен составлять с осью образца угол ф] = 8148 . Системы скольжения (101)[111] и (110)[ЇТі] обладают одинаковыми факторами Шмида т2 = W3 = 0,38 и являются вторичными. Следы скольжения этих систем на рабочей поверхности наклонены к оси образца под углами ф2 = 6240 и ф2 = = 7345 . При растяжении вдоль длинной оси после предела текучести эти образцы деформируются скольжением по указанным системам. Металлографические исследования деформированной поверхности подтвердили это заключение (рис. 2.37). На рис. 2.38. приведена деформационная кривая а(є) монокристаллов сплава Fe-3 % Si.
Стадия легкого скольжения в монокристаллах сплава Fe-3 % Si отсутствует, и после достаточно продолжительного перехода от упругости к пластич-ности при Stot - 1 Ю начинается стадия линейного упрочнения с коэффициентом 0 = 900 МПа. Это хорошо видно из приведенной на рис. 2.38 (кривая 0) зависимости коэффициента деформационного упрочнения 0 = da/ds от полной деформации Etot. Продолжительность стадии линейного упрочнения составляет -2.5-10 . Затем характер упрочнения меняется таким образом, что показатель упрочнения п 1 в соотношении a еп, описывающем ход кривой течения на параболической стадии, скачком падает от п = 0,6 до п = 0,4, разделяя эту стадию кривой течения на два участка (рис. 2.38). Для повышения точности выделения стадий на кривых течения в этом случае зависимости о(є) перестраивались и дополнительно анализировались в координатах «истинные деформации е = 1п(1 + є) и истинные напряжения s = a(l + є) [276]. Эта процедура позволила обнаружить в монокристаллических образцах два параболических участка с п = 0,6 и п - 0,4 соответственно. Деформирование завершается образованием шейки и последующим вязким разрушением образца.
Характер макролокализации деформации в ОЦК-монокристаллах Fe-3%Si. Исследование поверхности образцов Fe-3 % Si на стадии линейного деформационного упрочнения методом оптической микроскопии выявило следы скольжения системы [1 11](101), составляющие с осью образца угол 60 (рис. 2.37).
Картина распределений локальных удлинений гхх на стадии II представляет собой движение шести зон локализованной деформации (рис. 2.39, а) [277]. На рис. 2.39, б представлена полутоновая карта распределений локальных деформаций для данного случая, из которой видно, что светлые зоны, соответствующие большим значениям ехх, наклонены к оси растяжения под углом ф = 60 ± 5.
На этой же стадии деформирования в отдельных областях образца наблюдались и следы скольжения от первичной системы (110)[111], наклоненные к оси под углом 80 и от вторичной системы (110)[Т Т1] с углом наклона слов скольжения к оси растяжения, равным 72. Как будет показано в главе 3, эти системы скольжения активны именно в очагах локализованной деформации на стадии линейного упрочнения.
Особенность расположения деформационных зон в образце на стадии параболического упрочнения состоит в том, что они неподвижны и ориентированы нормально к оси растяжения (рис. 2.40, а, б). Это обусловлено действием первичной системы скольжения, следы скольжения от которой, как указано выше, наклонены к оси под углом ср = 80. Из картин распределений локальных удлинений ъхх в монокристаллах, представленных на рис. 2.39, 2.40, следует, что на стадии линейного и параболического деформационного упрочнения пространственный период (длина волны) очагов локализации составляет 3...4 мм. По достижению предела прочности на кривой нагружения, амплитуда одного из максимумов локальных удлинений возрастает по сравнению с другими (рис. 2.40, а) [277].
Обобщенная зависимость скорости движения очагов локализованной деформации от коэффициента деформационного упрочнения в моно- и поликристаллах металлов и сплавов
Расчеты показали, что при указанной выше ориентации монокристаллических образцов активны системы скольжения (110)[Т 11] с фактором Шмида Wi=0.47, (Ю1)[1 11] и (1 Т0)[Т Ті], для которых т2 = w3 = 0.38. Стадия легкого скольжения в данных монокристаллах отсутствует, и после затянутого перехода от упругости к пластичности при etot = 1 10 начинается стадия линей-ного упрочнения, продолжительность которой составила -2,5 10 [277].
Анализ распределений локальных удлинений гхх на стадии II показал, что в течение всего процесса растяжения деформация распределена неоднородно, как и в ГЦК-монокристаллах [200, 237-241, 262-265]. Процесс макроскопической локализации деформации на стадии линейного упрочнения имеет пространственную и временную упорядоченность. Из картин распределений локальных удлинений є в образце следует, что пространственный период очагов локализации (длина волны) составляет 3.. .4 мм. На рисунке 3.22, показаны положения максимумов локализации на оси растяжение в зависимости от времени (коэффициенты корреляции 0,99; 0,92; 0,98; 0,98; 0,98; 0,99; 0,99; 0,98; 0,92) [277, 282]. По наклону линий определена скорость перемещения очагов локализации деформации Fcp= 5,8- 10 5м/с.
Таким образом, исследование локализации пластической деформации в ОЦК-монокристаллах кремнистого железа позволило обнаружить закономерности, характерные для ГЦК-материалов.
Картина локализации деформации на стадии линейного деформационного упрочнения наиболее интересна. Во всех исследованных случаях (см. таблицу 2.1) при условии а 9це (0ц = const) в образце наблюдается синхронизированное движение системы очагов локализации вдоль оси растяжения. Поскольку расстояние между такими очагами и скорость их движения остаются постоянными, возникающие картины могут рассматриваться как специфические волны, связанные с пластической деформацией. Скорость распространения и длина таких волн будут обсуждаться в главе 4.
Заключая анализ локализации деформации на стадии линейного упрочнения, следует сказать, что во всех исследованных случаях картинам локализации деформации на линейной стадии оказались присущи следующие характеристики: - макроскопическое расстояние -3...8 мм между очагами (длина волны локализованной деформации); - скорость распространения такой совокупности (бегущей волны) вдоль образца Ю-5...Ю-4 м/с. Стадия параболического упрочнения Принято считать, что на этой стадии соотношение между напряжением течения и деформацией имеет вид а є [119]. Подобная зависимость характерна для многих материалов, находящихся как в монокристаллическом (стадия III), так и в поликристаллическом состояниях [28, 259]. В использованных монокристаллах легированного аустенита стадия параболического деформационного упрочнения наблюдалась и исследовалась в образцах из Fei с ориентациями оси растяжения [111] и [001] с содержанием азота 0,35 и 0,5 мае. %. Во всех этих случаях параболическое упрочнение завершало процесс деформации исследованных образцов при разных значениях общей деформации. На этих этапах картина локализации пластического течения имела вид стационарной системы очагов пластического течения, то есть по длине образцов с интервалом 4...7 мм располагались 3-4 неподвижных очага деформации [237-241], как показано на рис. 3.23.
Во всех исследованных в настоящей работе монокристаллах стали Гад-фильда стадия параболического упрочнения отсутствовала, поскольку процессы поперечного скольжения дислокаций, обычно считающиеся причиной снижения коэффициента деформационного упрочнения на этой стадии, затруднены [235, 260]. Очень важно, что стационарные зоны локализованной деформации в этих случаях никогда не наблюдались.
Дополнительно были исследованы монокристаллические образцы ОЦК-сплава Fe-3%Si, которые при деформации также демонстрируют параболическую стадию деформационного упрочнения. При их растяжении после стадии линейного упрочнения коэффициент деформационного упрочнения меняется так, что показатель упрочнения п 1 в соотношении а гп, описывающем ход кривой течения на параболической стадии, скачком падает от п- 0,6 до п = 0,4, разделяя эту стадию кривой течения на два участка [277]. На первом участке параболической стадии, когда п « 0,6, очаги локализованной деформации стационарны, а картины макролокализации представляют собой совокупность неподвижных эквидистантно расположенных очагов деформации с примерно одинаковой амплитудой, что видно из рис. 3.24, на котором картина локализации представлена в виде пространственно-временного распределения е ( , t) для осевой линии образца.
Процессы пластической деформации и разрушения пластичных материалов проходят в своем развитии несколько последовательных стадий [11, 49, 219, 283-290]. Деформирование всех материалов такого сорта обычно заканчивается образованием макроскопической шейки, свидетельствующей о приближении разрушения [9, 76]. При исследовании локализации пластического течения в монокристаллах сплава Fe-3%Si удалось получить полезную информацию о процессах, характерных для этой стадии.
