Содержание к диссертации
Введение
1. Пластическая деформация в поликристаллах 10
1.1 Кривые деформационного упрочнения кристаллов и их стадийность 11
1.2 Локализация скольжения и формирование пространственно-неоднородных дислокационных структур 24
1.3 Эволюция субструктуры и коллективные эффекты в дефектной подсистеме 28
1.4 Пластическая деформация как многоуровневый процесс 31
1.5 Неоднородность формоизменения кристаллической решетки 35
1.6 Пространственно - временная самоорганизация при пластической деформации 38
1.7 Автоволновая модель пластической деформации твердых тел 40
1.8 Исследование макро- и микроскопические особенностей пластической деформации ГЦК металлов. 45
1.9 Постановка задачи исследования. 51
2. Материалы и методы исследования 53
2.1 Материалы исследования 54
2.2 Методы исследования 57
2.2.1 Метод спекл-интерферометрии 57
2.2.2 Измерение скорости ультразвука методом автоциркуляции импульсов . 67
2.2.3 Метод рентгеновской дифрактометрии 72
3. Пластическая деформация поликристаллического алюминия и влияние размера зерна материала 78
3.1 Пластическая деформация поликристаллического алюминия 78
3.2 Зависимость автоволновой картины от размера зерна 80
3.3 Стадийность поликристаллического алюминия 101
3.4 Локализация пластической деформации на участке с линейным законом деформационного упрочнения 108
3.5 Анализ эволюции компоненты тензора дисторсии (Єхх) на переходных стадиях деформационного процесса 123
4. Пространственный период макролокализации пластической деформации в поликристаллическом алюминии 143
4.1 Пространственный период макролокализации пластической деформации на параболической стадии деформационной кривой 144
4.2 Длина волны локализации на линейной стадии 152
5. Анализ состояния материала в процессе деформирования 156
5.1 Изменение скорости ультразвука для образцов с различным размером зерна, непосредственно в процессе деформирования. 156
5.2 Скорость распространения ультразвука в недеформироваяном поликристаллическом алюминии с разным размером зерна. 161
5.3 Анализ структур локализации деформированного алюминия на параболической стадии. 166
5.4 Представление о связи структуры и неоднородной деформации материала. 170
Заключение 176
Литература 178
- Локализация скольжения и формирование пространственно-неоднородных дислокационных структур
- Измерение скорости ультразвука методом автоциркуляции импульсов
- Локализация пластической деформации на участке с линейным законом деформационного упрочнения
- Пространственный период макролокализации пластической деформации на параболической стадии деформационной кривой
Введение к работе
Проблема локализации пластического течения изучается на протяжении многих десятилетий, но до сих пор находится в стадии, далекой от завершения. В последние годы практически все новые подходы и развиваемые в области физики и механики пластичности оригинальные идеи в той или иной мере связаны с анализом причин и особенностей локализации пластического течения. В частности, именно эти проблемы решаются в рамках физической мезомеханики материалов [1] - динамично развивающегося нового научного направления.
В основе его лежит представление о многоуровневости процесса течения [1]. Такое представление является достаточно сложным, и, естественно, должно включать в себя в качестве предельных случаев существующие модели, в том числе дислокационные [2]. Сам по себе этот подход имеет несколько различных редакций (см., например, [3]), так что следует признать, что этот вопрос также далек от возможности предложения единственного варианта.
Проведенные в последние годы исследования макроскопической локализации пластичности, обобщенные в обзоре [4], показали, что пластическое течение оказывается локализованным на всем протяжении процесса течения от предела текучести до разрушения. При этом формы локализации,- которые могут быть увязаны с законами деформационного упрочнения (зависимостью коэффициента деформационного упрочнения от деформации), рассматриваются как варианты процессов самоорганизации дефектной структуры [4].
Многочисленные исследования, проведенные на широком круге металлических материалов, различающихся типом кристаллической решетки (ГЦК, ОЦК, ГПУ), структурным состоянием (монокристаллы и поликристаллы с различной величиной зерна), механизмами пластической деформации (дислокационное скольжение, двойникование, деформация мартенситного превращения), позволяют представить общий вид наиболее характерных форм локализации деформации соответствующих различным стадиям деформационного упрочнения. Установлено, что во всех исследованных случаях в ходе пластического течения могут наблюдаться четыре типа локализации деформации: единичный движущийся по образцу фронт пластической деформации; согласованная система очагов локализации, синхронно движущихся вдоль оси растяжения; стационарная картина очагов пластического течения, находящаяся на одинаковом расстоянии друг от друга; единичный стационарный фронт [4]. Наблюдаемые закономерности, как предполагается, являются результатом самоорганизации пластического течения и могут рассматриваться как автоволны локализованной пластической деформации. Необходимо отметить что, по всей видимости, причина локализованности деформации твердых тел заложена изначально кристаллическим строением материалов.
Тем не менее, несмотря на обилие теоретических работ по описанию процесса пластической деформации твердых тел и при всем многообразии проведенных до настоящего времени исследований, остается открытым вопрос об экспериментальном подтверждении связи локализации пластической деформации со структурными характеристиками поликристалла. Поэтому, актуальной проблемой современных исследований физики прочности и пластичности является, экспериментальное выяснение влияния размера зерна - величины являющейся структурной характеристикой поликристаллического материала на механические свойства образцов и автоволновые характеристики процесса деформирования.
Целью данного исследования является анализ эволюции картин локализации пластической деформации обусловленный изменением структуры материала и изменением закона деформационного упрочнения в поликристаллическом алюминии.
Для достижения поставленной цели необходимо решить ряд задач:
1. Экспериментально исследовать процесс пластической деформации поликристаллического материала (на примере алюминия) при активном нагружения с одновременной регистрацией и последующим анализом распределений компонент тензора дисторсии по образцу.
2. Изучить эволюцию картин макролокализации пластической деформации при последовательном изменении закона деформационного упрочнения в зависимости от размера зерна.
3. Провести анализ изменения величины пространственного периода макро локализации пластической деформации; (длины авто волны) при изменении структурного параметра материала - размера зерна. на разных стадиях деформационной кривой.
4. Экспериментально определить границы стадий кривой деформационного упрочнения и размеры переходных зон поликристаллического алюминия методами двух экспозиционной спеклинтерферометрии и измерения скорости ультразвука в процессе деформирования материала (in situ).
5. Установить влияние характеристик тонкой структуры материала (размеров областей когерентного рассеяния) и размера зерна на изменение скорости ультразвука (рэлеевские волны) в поликристаллическом алюминии.
Поставленные задачи были решены совместным использованием экспериментальных методик, дающих возможность получения количественных данных о пластической деформации непосредственно в процессе деформирования материала, а именно: метода двух экспозиционной спекл-интерферометрии, метода измерения скорости ультразвука, метода рентгеноструктурного анализа.
Научная новизна полученных результатов.
• впервые получены экспериментальные данные об изменении характера локализации пластической деформации в поликристаллическом материале (алюминии) при последовательном изменении закона деформационного упрочнения в процессе деформирования одного материала;
• обнаружена зависимость периода макро локализации пластической деформации (автоволны) от размера зерна поликристаллического материала;
• установлена связь скорости распространения ультразвука в недеформированном материале со структурным параметром материала -размером зерна;
• предложено модель связи структуры и неоднородности деформации материала, основы ванное на полученных экспериментальных данных и объясняющее природу возникновения мест локализации пластической деформации.
Практическая ценность работы. Показана перспективность использования метода спеклинтерферометрии для характеристики локализации пластической деформации (зон деформации) для поликристаллических материалов с различным размером зерна на всех стадиях пластической деформации образца (детали, конструкции) вплоть до разрушения. Научные и методические приемы, разработанные в диссертационной работе, могут быть использованы в курсе лекций «Физика твердого тела» в Томском университете систем управления и радиоэлектроники, в лаборатории физики прочности НИУ ИФПМ СО РАН, в курсе лекций и лабораторных работ физического факультета и физико-технического факультета ТГУ.
Содержание работы распределяется по главам следующим образом: В первой главе представлен обзор работ, посвященных механизмам пластичности твердых тел и изучению деформации на различных структурных уровнях. Отмечена важная роль коллективных эффектов и локализации пластического течения. Сформулированы основные задачи представленной работы.
Вторая глава посвящена описанию методик эксперимента, обоснованию выбора материала исследования.
В третьей главе изложены результаты экспериментов по изучению механических свойств поликристаллического алюминия при пластической деформации.
В четвертой главе приведены данные зависимости величины пространственного периода макролокализации пластической деформации от размера зерна поликристаллического алюминия на разных стадиях деформационной кривой.
В пятой главе рассмотрен вопрос о возможности использования дополнительных экспериментальных методик для получения данных о стадийности и структуре при исследовании материалов непосредственно в процессе растяжения образцов.
На защиту выносятся следующие положения:
1. Экспериментальное доказательство возможности и условий наблюдения неоднократной последовательной смены типов картин макроскопической локализации пластического течения в одном материале в соответствии с изменениями действующего закона деформационного упрочнения в{є) в нем.
2. Установление математической формы, физического смысла и предельных случаев количественной связи длины волны локализованной на макроскопическом уровне деформации, и размера зерна поли кристаллического А1 в диапазоне 8-Ю-3 - 10 мм.
Апробация работы.
Основные результаты работы и положения диссертации отражены в 7 публикациях. Результаты были представлены на следующих конференциях:
9
1. II Всероссийская конференции молодых ученых "Физическая мезомеханика материалов", Томск, 1999 г.
2. V Российско-китайский международный симпозиум "Новые материалы и технологии", Байкальск, Россия, 1999г.
3. V Международная школа - семинар "Эволюция дефектных структур в конденсированных средах" г.Барнаул , 2000г.
4. III Всероссийская конференция молодых ученых "Физическая мезомеханика материалов", Томск, 2000 г.
Работа выполнена в Научно-исследовательском учреждении Институт физики прочности и материаловедения СО РАН.
Автор выражает глубокую признательность научному руководителю доктору физико-математических наук, профессору Л.Б. Зуеву за большую поддержку при выполнении данной работы. Также благодарит своих коллег, сотрудников лаборатории физики прочности ИФПМ СО РАН за полезные и ценные замечания.
Локализация скольжения и формирование пространственно-неоднородных дислокационных структур
Границы зерен служат эффективным препятствием для распространения деформации от зерна к зерну, что определяет градиент деформации, ее неоднородность. Деформация зерен у границ, приводит к резкому повышению предела текучести и значительному упрочнению [22,62,65,66]. Экспериментально зависимость предела текучести от размера зерна впервые была исследована в работах Холла-Петча и Лоу [67-69]. Она представляется эмпирическим уравнением:
Здесь (То = тто выражено через критическое напряжение сдвига для монокристалла to и усредненный по всем зернам фактор ориентировки Тейлора m [67-69], Ку— коэффициент зернограничного упрочнения, a D -размер зерна. В соответствии с приведенным выше соотношением можно заключить, что величина предела текучести и напряжения течения обратно пропорциональна среднему размеру зерен.
В процессе деформации поликристалла структура границ зерен становится дефектной [70] и соответственно неравновесной [71]. Дефекты в границах зерен возникают при испускании и поглощении решеточных дислокаций. Количественной мерой неравновесности структуры границ зерен является дисперсия расстояний между структурными зернограничными дислокациями.
При обобщении литературных данных сложилось довольно четкое представление о роли границ зерен в процессе пластической деформации поликристаллов: 1) границы зерен являются источниками и стоками для различного рода дефектов (дислокаций, вакансий); 2) приграничные области являются областями локализации пластической деформации; 3) вблизи границ зерен осуществляется релаксация упругих напряжений, возникающих вследствие несовместимости деформации соседних зерен; 4) структура границ зерен в процессе деформации становится неравновесной [62 64,70,71].
В работах Орлова и Дударева [62,63], установлено, что пластическая деформация поликристалла начинается с работы зернограничных источников дислокаций. За упрочнение поликристаллических металлов ответственны в основном два эффекта: упрочняющая роль границ зерен, препятствующая движению дислокаций; развитие множественного скольжения в каждом зерне поликристалла. Учитывая, что различно ориентированные соседние зерна в поликристаллах деформируются при совместном взаимодействии, указанные эффекты обеспечивают непрерывность границ зерен в процессе пластической деформации. В целом же упрочнение зависит от типа решетки и определяется структурой материала, размером зерна, схемой напряженного состояния, условиями испытания [65,72].
Аналитически описать кривую напряжение-деформация поликристаллов сложно, поскольку требуется статистическое усреднение диаграмм деформации каждого зерна-монокристалла и учет влияния на упрочнение границ зерен. Предполагается, что каждое зерно претерпевает такую же деформацию, как и весь образец в целом, таким образом, согласно критерию Мизеса [65] в каждом зерне действуют, по крайней мере, пять систем скольжения. Начальная стадия деформирования поликристаллических материалов чрезвычайно неоднородна - сильно разнятся не только величины деформации отдельных зерен, но и существенно изменяется значение деформации во внутренних объемах. Причем влияние деформации соседнего зерна приводит к тому, что системы скольжения, действующие вблизи границ зерен и в теле зерна, часто различаются. В начале пластической деформации поликристаллов, границы зерен являются источниками дислокационного скольжения [62,63], вызывая значительное деформационное упрочнение металлов. Косвенным доказательством этого явления повышенная плотность дислокаций вблизи границ зерен в деформируемых поликристаллах. На этапе развитой деформации влияние границ зерен, согласно [65] ослабевает. Деформационное упрочнение в этом случае начинает определяться процессами внутри зерна. Здесь вклад границ зерен выражается только в более высоком уровне напряжения течения при одинаковых деформациях.
На ранних стадиях деформации поликристаллов границы зерен препятствуют движению дислокаций, что приводит к параболическому упрочнению вместо стадии линейного скольжения как у монокристаллов. В этом случаев в большинстве зерен возникает множественное скольжение, обеспечивающее изменение формы зерен, сохраняя при этом непрерывность при переходе границы. На наличие и протяженность второй стадии упрочнения в ГЦК- (и ОЦК- поликристаллах влияет величина энергии дефекта упаковки, линейная стадия более продолжительна у металлов с малой энергией дефекта упаковки. Протяженность второй стадии зависит от способности дислокаций к поперечному скольжению. На третьей стадии дислокации, прежде блокированные препятствиями на своих плоскостях скольжения, оказываются способными к поперечному скольжению, в результате совместного влияния напряжения и термической активации, становится возможной дальнейшая пластическая деформация с уменьшением коэффициента деформационного упрочнения [10, 73].
В работах Малыгина [11,12], предложен новый подход в описании эволюции локальной плотности дислокаций с учетом всего многообразия процессов взаимодействия дислокаций друг с другом и с различными препятствиями в кристалле.
Пластическая деформация кристалла начинается с активизации поверхностных и объемных дислокационных источников [11,12]. Винтовые компоненты испущенных источниками дислокационных петель в результате выхода из своих плоскостей скольжения образуют в параллельных плоскостях скольжения новые дислокационные источники. Если расстояние h этих плоскостей от исходной плоскости больше некоторого критического расстояния ho, то происходит иммобилизация дислокаций в виде малоподвижных краевых, а при определенных условиях и винтовых, диполей [11,12]. Размножение подвижных и неподвижных дислокаций механизмом двойного поперечного скольжения (ДПС) дислокаций характерно для кристаллов с высокой энергией дефектов упаковки, содержащих слабо расщепленные дислокации. В ориентированных для одиночного скольжения кристаллах указанный механизм размножения дислокаций является доминирующим.
При дальнейшей деформации таких кристаллов, а также кристаллов, с самого начала ориентированных для множественного скольжения, по мере включения некомпланарных систем скольжения преобладающим становится размножение дислокаций на дислокациях "леса", пересекающих данную плоскость скольжения. В результате к началу второй стадии деформационного упрочнения плотности дислокаций в первичных и вторичных системах скольжения сравниваются [11,12] и начинают затем быстро возрастать с деформацией.
Измерение скорости ультразвука методом автоциркуляции импульсов
Хотя современные концепции пластического течения учитывают то, что перестройки структуры нередко осуществляются пространственно неоднородно [98-104], однако до сих пор не было уделено должного внимания вопросам пространственной неоднородности в пределах всего деформируемого образца.
Анализ экспериментальных данных о развитии локализации пластической деформации позволяет говорить о том, что любое пластическое течение осуществляется через неоднородности деформации в стадии равномерного формоизменения посредством возникновения и заторможивания "бегающих" шеек, являющихся местами повышенной локализации деформации, на стадии локального течения путем устойчивого развития шейки [99, 100]. При высокой пластичности материалов иногда наблюдается возникновение нескольких независимо развивающихся шеек. Но поскольку эти исследования проводились на материалах, не обладающих стадийностью диаграмм нагружения, вопрос о смене типа локализации при изменении коэффициента деформационного упрочнения остался не выясненным.
В пятидесятые годы был выполнен цикл работ [105-107] по изучению неоднородности деформации для различных сталей и сплавов на основе железа методом реперных точек. Авторы акцентируют внимание на макроскопической локализации пластического течения, начиная с упругопластического перехода. Например, если диаграмма нагружения материала имеет площадку текучести, наблюдается фронт пластической деформации, положение которого связано с расширением полосы Чернова-Людерса. Участок упрочнения также характеризуется неоднородным распределением локальных деформаций, однако закономерности, в частности, периодичность таких распределений авторами не исследовалась. Рядом других авторов была предпринята успешная попытка определения пространственного периода распределений неоднородности [108,109], однако систематических исследований эволюции дефектных структур, проявляющихся на микроскопическом уровне, проведено не было.
Развитие представлений о пластической деформации как о коллективном процессе [74] основано на наблюдении и осмыслении многочисленных фактов, свидетельствующих о существовании пространственно-временной корреляции в распределении и эволюции очагов пластического течения в объеме деформируемого тела [110]. Эта идея получила существенное развитие в мезомеханике материалов [1] в связи с использованием для анализа пластической деформации новых экспериментальных методик, существенно расширяющих представления о деталях процесса пластического течения. Таков, например, спекл-интерферометрический метод [111], позволяющий восстановить поле векторов смещений г(х,у) и далее рассчитать компоненты тензора пластической дисторсии во всех точках деформируемого объекта [112]. Его применение к изучению пластического течения моно- и поликристаллов различных металлов и сплавов [1,110,113,114] позволило установить однозначное соответствие между формой кривой пластического течения а(е) и картинами распределения компонент тензора пластической; дисторсии и проследить за их эволюцией.
Анализ результатов исследований позволил установить связь между стадийностью кривой пластического течения сг(є) материала и характером наблюдаемых на нем пространственно- временных картин распределения компонент тензора пластической дисторсии в ходе их эволюции. Полученные данные позволили сделать следующие обобщения [110]: 1. Для стадии легкого скольжения 01, » 10" G (G - модуль сдвига), как и на площадке текучести, когда коэффициент деформационного упрочнения fcDalDsF O, наблюдается движение вдоль образца в направлении растяжения одиночного фронта пластической деформации, известного как фронт Людерса. 2. На стадии линейного упрочнения, во всех исследованных случаях, независимо от моно- или поликристалличности материала, при условии (&=9цЄ, причем 6ji=const) в образце наблюдалась распространение с постоянной скоростью эквидистантной последовательности очагов пластической деформации. 3. В случае параболического упрочнения (a s1/2J, картина локализации деформации представляет собой стационарную картину очагов пластического течения, находящихся на одинаковом расстоянии друг от друга. 4. Смена закона деформационного упрочнения сопровождается изменением типа локализации деформации. Переход от одной стадии течения к другой с соответствующим изменением коэффициентом деформационного упрочнения реализуется через этап хаотического распределение компонент тензора пластической дисторсии. 5. Эволюция пространственно-временных картин пластического течения завершается формированием одиночного стационарного максимума всех компонент тензора пластической дисторсии, локализованного в месте будущего вязкого разрушения.
Локализация пластической деформации на участке с линейным законом деформационного упрочнения
Первые обобщенные результаты по особенностям деформации плотноупакованных металлов и алюминия в том числе, были опубликованы Зегером [7]. Автор отметил следующее: 1) кривая нагружения алюминия при комнатных температурах имеет ярко выраженные три стадии только при деформации монокристаллов некоторых специальных ориентировок, в частности [105], в остальных случаях стадия линейного упрочнения не выявлялась; 2) испытания при температурах жидкого азота показали что, поведение монокристаллов алюминия напоминает поведение меди при 300 К, выявлена стадия линейного упрочнения, ее продолжительность зависит от начальной ориентировки.
Последующие работы были направлены на изучение макроскопического распространения неоднородности - локализации пластической деформации ГЦК материалов. Достаточно успешным в этом оказался метод акустической эмиссии. Результаты данной работы отражены в [133]. В работе [134] авторы исследовали энергию акустической эмиссии в зависимости от деформации в монокристалле алюминия. Характерная для этого параметра немонотонная зависимость имеет ряд особенностей на разных частотах измерения. Пик акустической активности наблюдается при 5% деформации на частоте 750 кГц (приблизительно в конце стадии II -линейного упрочнения) и при 18% на частоте 2 МГц (на стадии III -параболического упрочнения). Методом акустической эмиссии в работе [135] обнаружено, что пластическая деформация для круглых поликристаллических образцов из меди начинается в поверхностных слоях материала и постепенно охватывает весь объем образца.
Неоднородность упругих и пластических микродеформаций в поликристалле, в большей степени обусловлена анизотропией и разориентировкой зерен. Экспериментальный анализ неоднородностей пластически деформированного алюминия методом координатных сеток [108] показывает, что с ростом общей деформации, ее абсолютная неоднородность повышается, а число зерен в объеме материала: с деформацией примерно равной средней, монотонно снижается. В работе [136] обнаружены два вида локализации пластической деформации в поликристаллическом алюминии: устойчивая и неустойчивая. Первая наблюдается в образце в некоторых интервалах деформирования, вторая — на протяжении всего процесса нагружения. Отмечено также, что чем раньше начинается устойчивая локализация, тем ниже макроскопическая пластичность.
Использование голографических методов, в частности спекл-интерферометрии [137-139] позволило провести более точные исследования эволюции полей смещения в процессе пластической деформации поликристаллического алюминия. Установлено, что масштаб неоднородностей деформации превышает средний размер зерна. Начиная с самых малых степеней деформации, распределения сдвиговой и поворотной компонент тензора пластической дисторсии вдоль оси образца носит периодический, нестационарный во времени характер [112]. Средний пространственный период таких распределений составлял для алюминия (99.6%) порядка 5-10 мм, а временной период колебаний 100-200 с [112].
Развитие новых представлений в физике пластичности в последнее время [80,84,87] обусловлено успехами в изучении поведения ансамблей дислокаций, эволюции дефектной структуры, зернограничных эффектов. В работе [102] исследовали с помощью синхротронного излучения профили дифракционных линий образцов алюминия, растягиваемых со скоростью 10 3 м/с. Установлен периодический характер изменения дисперсии упругой деформации, которая связана с дисперсией упругих напряжений. Авторы объясняют этот феномен изменением дефектной структуры в процессе деформации, используя модель, основанную на представлении о ротационной неустойчивости ансамбля дислокаций [87].
Как отмечалось в работе [10], пластическая деформация поликристаллов демонстрирует чрезвычайно высокую роль границ зерен в ее эволюции. К настоящему времени появились работы, свидетельствующие об активном вкладе границ в процесс формоизменения в условиях высоких и умеренных температур и общих деформаций при активном нагружении [125,140,141], основанные на совершенствовании методов тонкого рентгеноструктурного и электронно-микроскопического анализа [142-145].
В работе [144] исследовали субструктуру полигонизации би- и монокристаллов алюминия А999, которые деформировали до 2% перед отжигом. Установлена существенная неоднородность образующейся в результате этого субструктуры. В области границы наблюдали крупные субзерна. Их размеры превышали размеры субзерен на переферии в 6-10 раз. По мере приближения к границе наблюдали также уменьшение угла разориентации субзерен. Наиболее вероятной причиной этого, авторы считают неоднородное поле напряжений от разворота стыкующихся по границе кристаллов.
Результаты экспериментов in situ на алюминии [143] позволили авторам [145] предположить, что процесс генерации решеточных дислокаций должен по существу состоять из двух стадий: слияния зернограничных дислокаций в границе и выхода образующейся решеточной дислокации в зерно. Напряжение для протекания этих двух стадий должно быть различным, если напряжение слияния выше напряжения выхода, образовавшаяся дислокация сразу же выйдет в зерно, в противном случае решеточная дислокация какое-то время будет находиться в границе.
Пространственный период макролокализации пластической деформации на параболической стадии деформационной кривой
Для решения поставленных задач требуется подробная регистрация полей смещений компонент тензора дисторсии при пластической деформации макроскопического объекта. Обычные методы физики прочности и пластичности, такие как численный анализ деформационных кривых, оптическая и электронная микроскопия, рентгеноструктурный щ анализ или неудобны или мало информативны, а в некоторых случаях не применимы совсем. Применение оптико-геометрических методов измерения деформации [165,166,177], оказало огромное влияние на развитие представлений о пластической деформации металлов, но некоторые недостатки, среди которых необходимость нанесения сеток и трудоёмкость измерений, затрудняют исследования. Результаты последних лет показали, что наиболее удобными методами анализа деформационных процессов являются методы когерентной оптики [162,163], которые успешно были использованы для исследования деформирования сыпучих сред и трудно деформируемых материалов, дефектоскопии, изучения колебательных процессов и термических деформаций, а также остаточных напряжений. Привлекательной стороной методов когерентной оптики является высокая информативность, связанная с тем, что в голографии используются данные не только о распределении интенсивности рассеянного поверхностью образца света, как в фотографии, но и изменении фазы световой волны, что определяет принципиальную возможность анализа тонких изменений рельефа поверхности [111,160,161]. К достоинствам голографической интерферометрии также относятся бесконтактность, отсутствие жёстких требований к состоянию поверхности образца, возможность исследования объектов сложной формы, большие поля зрения и высокая точность измерения смещений произвольных точек поверхности. Точность измерений достигает половины длины волны света, используемого для освещения, что достаточно для решения большинства практических и научных задач.
Однако в силу высокой точности реализация: метода встречает некоторые трудности, связанные с интерпретацией голографической интерференционной картины и требования высокоэффективной защиты от внешних механических помех. Поэтому в практике чаще используются менее чувствительные, но более простые в реализации и более помехоустойчивые родственные голографии методы. Начиная с середины 80-х годов, для анализа пластической деформации твердых тел широко применяют метод двухэкспозиционной спекл-интерферометрии [111,137,160,161]. При помощи этого метода удалось получить принципиально новые сведения о кинетике процессов пластического формирования в материалах.
Результаты экспериментов проводимых с использованием данной методики показали, что пластическая деформация. практически с самого начала протекает неоднородно и локализуется в отдельных зонах, положение которых с течением.. времени может меняться. Чтобы зафиксировать подобные зоны требуется подробная регистрация полей дисторсии при пластической деформации макроскопического объекта, что становится, возможным при использовании метода двухэкспозиционной спекл -фотографии [112].
Физической основой метода служит факт, возникновения спекл -структуры при освещении когерентным светом рассеивающей поверхности. Спекл-структура есть результат перекрестной интерференции диффузно-рассеянной предметной волны, полностью детерминированной состоянием и расположением на освещенной поверхности рассеивающих центров. Следует напомнить, что с точки зрения оптики практически все поверхности, являются шероховатыми, в том числе и металлографические шлифы. Рассеиваемый какой-либо точкой такой поверхности когерентный свет интерферирует со светом, рассеиваемой любой другой точкой.
Изображение исследуемой поверхности, модулированное спекл-структурой, может быть зафиксировано при помощи фотокамеры (рис. 2.2). Если данную поверхность сместить на достаточно малую величину хо в собственной плоскости и ее изображение зарегистрировать на тот же самый фотоматериал, то на нем окажутся записанными две идентичные спекл-структуры, смещенные относительно друг друга на расстояние Мхо, где М — масштаб изображения. В результате такого наложения, можно будет наблюдать, изображение на экране в фокальной плоскости модулированное полосами.
Подобная картина периодических полос возникает и при освещении такой спеклограммы узким (неразведенным) лазерным пучком (рис. 2.3), где период полос d выражается как где L - расстояние от спеклограммы до экрана, XQ — смещение спекл -структуры в области, перекрываемой освещающим пучком. Таким образом возможно, измерение локальных смещений для областей ( 1 мм). Нижний предел измеряемых смещений определяется поперечным размером спекла, который по оценкам [178] равен и для используемой в настоящей работе аппаратуры составляет 1-4 мкм {А -апертура фоторегистрирующей системы, Х\ - длина волны лазера, используемого для записи спеклограмм).
Таким образом, во время эксперимента, по данной схеме на пластинку производится не одна, а две экспозиции, в промежутке между которыми объект смещается на некоторую величину (или деформируется), в результате этого на фотоматериале оказывается зарегистрированным изображение.
