Содержание к диссертации
Введение
1. Фрагментация сдвиїовой деформации ГЦК монокристаллов с ориентацией оси сжатия [001] 16
1.1. Явление фрагментации сдвиговой деформации ГЦК монокристаллов деформированных сжатием 17
1.2. Геометрия октаэдрического скольжения в ГЦК монокристаллах с ориентацией оси сжатия [001] и боковыми гранями {ПО}. Факторы, влияющие на неоднородность картины сдвига 21
1.3. Обраювание первичных доменов сдвиі овой деформации в П \К монокристаллах с ориентацией оси сжатия [001] и боковыми гранями {110} 27
1.1.1. Общие черты картины сдвига на макроуровне 27
1.1.2. Закономерности формирования картины сдвига на гранях {110} в [001] монокристаллах алюминия 29
1.4. Неоднородность пластической деформации монокристаллов алюминия с ориентацией оси сжатия [001] и боковыми гранями {110} 36
1.5. Эволюция сдвиговой деформации в монокристаллах алюминия с ориентацией оси сжатия [001J 48
1.6. Организация сдвиговой деформации в монокристалле никеля с ориентацией оси сжатия [00l] и боковыми гранями {110} 58
1.6.1. Эволюция макрополос деформации 58
1.6.2. Домены сдвиговой деформации 61
1.7. Фрагментация сдвиговой деформации в ГЦК монокристаллах с ориентацией оси сжатия [001] и боковыми гранями {100} 67
1.7.1. Кристаллогеометрия октаэдрического сдвига в ГЦК монокристаллах с кубическими гранями
1.7.2. Фрашентация сдвиговой деформации в ГЦК монокристаллах с кубическими гранями 78
Заключение к главе 1
2. Организация пластической деформации [110] ГЦК монокристаллов 79
2.1. Кристаллогеометрия октаэдрического сдвига в ГЦК монокристаллах с ориентацией оси сжатия [110] 80
2.2. Макрофрагментация сдвиговой деформации в ГЦК монокристаллах с ориентацией оси сжатия [110] и гранями (Tin) и (001) 84
2.3. Макрофрагментация сдвига в [110] монокристаллах с боковыми гранями (1Ї2) и (Т11) 91
2.4. Влияние ориентации боковых граней на организацию деформации 96
2.5. Эволюция фрагментации деформации 99
Заключение к главе 2 109
3. Особенности пространсгвенной организации деформации монокрис галлов 110
3.1. Крисіаллогеометрия октаэдрического сдвига в ГЦК монокри-сіаллах с ориентацией оси сжатия [111]
3.2. Деформационный макрорельеф монокристаллов алюминия и его детали 112
3.3. Тонкая структура картины деформационного рельефа [Tl lj мо-нокрист аллов алюминия 120
3.4. Эволюция картины деформационного рельефа в ГЦК металлах 124
3.5. Образование макрополос деформации и складок в ГЦК металлах с разной величиной энергии дефекта упаковки 133
Заключение к главе 3 136
4. Факюры, влияющие на макрофрагментацию и локализацию деформации 138
4.1. Влияние отклонения оси сжатия от высокосимметричных ориентировок на картину деформационного рельефа 139
4.2. Локализация и первичная фрагменіация деформации в ГЦК монокрис галлах с ориентацией оси сжатия [1.8.12] 144
4.3. Влияние изменения схемы главных напряжений на картину деформационного рельефа
4.4. Влияние формы образца на фрагментацию сдвиговой деформации 151
4.5. Фрагментация сдвиговой деформации в ГЦК монокристаллах разной высоты 157
4.5.1. Кристаллогеометрический анализ фрагментации сдвиговой деформации ПЦС монокристаллов разной высоты 157
4.5.2. Влияние соошошения высоты образца к его ширине на
карт ину деформационного рельефа 161
4.6. Влияние размерных факторов на кривые деформации 166
4.7. Влияние поверхности на деформацию кристаллических твердых
Заключение к главе 4 191
5. Характерные элементы деформационного рельефа ГЦК монокри сталлов и их эволюция 5.1. Классификация элементов деформационного рельефа 193
5.2. Макропачка следов сдвига 201
5.2.1. Закономерности развития макропачки следов сдвига 201
5.2.2. Согласованность сдвига в соседних плоскостях скольжения 203
5.3. 'Гонкая картина сдвига в домене деформации 219
5.4. Зоны сдвига 222
5.5. Макрополосы деформации 228
5.6. Факторы, способствующие образованию макрополос деформации и ротационной пластичности. Связь с кривыми деформации 234 Заключение к главе 5 242
6. Организация дислокационного ансамбля 245
6.1. Классификация и последовательность превращений дислокационных субструктур 246
6.2.Факторы, влияющие на организацию дислокационной структуры 253
6.3. Организация ячеистой дислокационной субструктуры 260
6.3.1. Характеристики ячеистой дислокационной субструктуры и проблемы её совершенства 261
6.3.2. Влияние деформации на эволюцию ячеистой дислокационной субструктуры 264
6.3.3. Взаимосвязь параметров ячеистой субсгруктуры и соотношения подобия 277
6.4. Экспериментальные данные о выполнимости соотношений по добия 279
6.4.1. Зависимость между размером ячеек, шириной их сгенок и корнем квадратным из средней скалярной плотности дислокаций 279
6.4.2. Зависимость между шириной стенок и размером ячеек 285
6.4.3. Зависимость размера ячеек и ширины дислокаций в стенках ячеек 288
6.4.4. Отношение плотности дислокаций в стенках ячеек к сред
ней плотности дислокаций и плотности дислокаций внутри ячеек 290
6.5. Влияние температуры деформации на эволюцию ячеистой субструктуры 294
6.6. Термическая стабильность дислокационных субсгруктур 305
6.6.1. Эволюция ячеистой субструктуры в монокристаллах никеля при отжиге 306
6.6.2. Термическая стабильность субструктур сплава N^Fe 310
6.6.3. Структурные превращения в аустенитной стали 10X18119Г
при оіжиге 316
6.7. Термодинамические аспекты организации субструктур 327
Заключение к главе 6 337
Заключение и выводы 339
Список использованной литературы
- Геометрия октаэдрического скольжения в ГЦК монокристаллах с ориентацией оси сжатия [001] и боковыми гранями {ПО}. Факторы, влияющие на неоднородность картины сдвига
- Макрофрагментация сдвиговой деформации в ГЦК монокристаллах с ориентацией оси сжатия [110] и гранями (Tin) и (001)
- Деформационный макрорельеф монокристаллов алюминия и его детали
- Локализация и первичная фрагменіация деформации в ГЦК монокрис галлах с ориентацией оси сжатия [1.8.12]
Введение к работе
Актуальность темы. Установление закономерностей поведения металлических материалов под нагрузкой позволяет проводить на научной основе обработку материалов с целью получения изделий с комплексом заданных свойств, отвечающих эксплуатационным требованиям, и прогнозировать их изменение в процессе эксплуатации. Решение вопросов улучшения качества материалов напрямую связано с установлением взаимосвязи между их структурой и свойствами. Развитие современных представлений о пластической деформации, основанное на понимании процесса деформации как многоуровневого и иерархического, потребовало от исследователей новых подходов, связанных с необходимостью изучения пластической деформации на разных масштабных уровнях с учетом неоднородности протекания деформации. Методология многоуровневого подхода при рассмотрении процесса деформации становится общепризнанной. Ключевую роль здесь играют исследования, проводимые в Институте физики прочности и материаловедения СО РАН. Новое научное направление — физическая мезомеханика призвана соединить усилия механиков и физиков по созданию единой концепции пластической деформации металлических материалов. В его основу положена концепция структурных уровней деформации твердых тел. Пластическая деформация рассматривается как единый иерархически связанный процесс развития трансляционных и ротационных мод деформации на всей совокупности уровней. Развитие этого направления требует дальнейшей детализации структурных элементов на разных масштабных уровнях. Прежде всего, это касается деформации монокристаллов, где иерархия является проявлением процесса самоорганизации. Само понятие организация подразумевает строение и взаимодействие дифференцированных и взаимосвязанных частей целого в их иерархической соподчиненности. В связи с этим фундаментальной задачей является изучение организации пластической деформации на разных масштабных уровнях, определение иерархической соподчиненности и взаимовлияния процессов, протекающих на каждом из этих уровней, эволюции структурных элементов при различных условиях деформации и способах на-гружения.
Существующие исследования дают основание полагать, что при различных способах деформации могут возникать характерные для каждого способа на-гружения масштабно-структурные уровни. В реальных конструкциях материал испытывает самые разнообразные сложные нагружения, приводящие к возникновению сложнонапряженного состояния. К настоящему времени невозможно в общем случае дать ответ на вопрос о'формировании масштабно-структурных уровней пластической деформации, которые включали бы как сложнонапря-женное состояние, так и структурные характеристики материала. По этой причине в предлагаемой работе выбран один из наиболее простых способов деформации - одноосное сжатие. Использован наиболее простой объект исследования - чистые металла и твердые растворы в монокристаллическом состоянии. Несмотря на столь существенную простоту эксперимента, оказывается, что даже в этом случае деформируемый объект — монокристалл является многоуровневой иерархической системой.
За последние два десятилетия проделана большая работа по систематизации дислокационной структуры, формирующейся после активной пластической деформации, и показана связь типов дислокационной субструктуры и стадий кривых деформационного упрочнения. Значительный вклад в этом направлении внесен группой исследователей под руководством Коневой Н.А и Козлова Э.В., в которой автор принимал непосредственное участие. Работа, начатая Старен-ченко В.А. и Тепляковой Л.А., по систематизации деформационного рельефа, фрагментации деформации и локализации деформации в ГЦК монокристаллах при сжатии потребовала своего логического продолжения с целью установления организации пластической деформации на разных масштабных уровнях во взаимосвязи с превращениями в дислокационной подсистеме как структурного уровня деформации, выявления факторов, влияющих на морфологию деформационных доменов и локализацию деформации. Это определило актуальность темы исследования и цель работы.
Целью работы является экспериментальное исследование организации пластической деформации ГЦК металлов и сплавов на разных масштабных уровнях при сжатии.
Для решения намеченной цели и с учетом комплексного подхода для её достижения были поставлены следующие задачи:
-
Исследовать картину деформационного рельефа ГЦК монокристаллов на макро- и мезоскопическом масштабных уровнях и провести классификацию её структурных элементов.
-
Выявить факторы, определяющие морфологию первичных доменов сдвиговой деформации и локализацию деформации.
-
Изучить особенности протекания пластической деформации в монокристаллах высокосимметричных ориентировок с разными боковыми гранями и формой образца, и рассмотреть их влияние на вид кривых упрочнения.
-
Исследовать закономерности эволюции структурных элементов рельефа.
-
Выявить параметры, влияющие на организацию дислокационной подсистемы при различных температурах деформации и отжиге.
-
Установить взаимосвязь между параметрами, определяющими организацию ячеистой дислокационной субструктуры.
Данные задачи решены в ходе диссертационного исследования.
Предмет исследования — организация пластической деформации на разных масштабных уровнях.
Объектом исследования являются монокристаллы ГЦК металлов и твердых растворов, а также поликристаллические материалы. Материалы выбраны таким образом, чтобы проследить влияние энергии дефекта упаковки, твердора-створного упрочнения, перехода от моно- к поликристаллам, размера зерен. Использовались монокристаллы алюминия, никеля, меди, сплавов Си-12ат.%А1 и Ni3Fe в состояниях с дальним и ближним атомными порядками. Последний сплав исследовался также в поликристаллическом состоянии со средними размерами зерен 40, 120 и 450 мкм. Кроме этого для углубленного изучения ряда вопросов использовались поликристаллические медь, аустенитная сталь и сплав АМгб.
Методы и методика исследования. Для решения поставленных задач было проведено исследование дислокационной структуры и картины деформационного рельефа на разных масштабных уровнях моно- и поликристаллов ряда ГЦК металлов и сплавов методом оптической, растровой и просвечивающей микроскопии. Картина рельефа изучалась как после различных степеней деформации (преимущественно на всех боковых гранях образца), так и в непрерывном режиме видеосъёмки. Для определения ориентации монокристаллов, локальной разориентации областей и некоторых других характеристик использовался метод рентгеноструктурного анализа. Исследование механических свойств материалов проводилось при испытаниях на сжатие с непрерывной записью кривых упрочнения, а для определения локальной деформации использовался метод сетки.
Научная новизна. В представленной работе впервые проведено экспериментальное комплексное исследование организации пластической деформации на разных масштабных уровнях ГЦК монокристаллов с симметричными ориен-тациями осей сжатия и разной кристаллографической ориентацией боковых граней. Изучено влияние отклонения от высокосимметричных ориентировок на картину сдвига, а также особенности фрагментации для ориентации внутри стереографического треугольника. Полученные данные позволили установить ряд общих закономерностей фрагментации исследуемых монокристаллов, выявить факторы, влияющие на морфологию первичных доменов сдвига и локализацию деформации.
Анализ картины деформационного рельефа позволил выделить основные структурные элементы деформации и провести их классификацию в зависимости от масштаба. Изучение пространственной организации деформации дало возможность установить иерархию структурных элементов разного масштаба для исследуемых ориентации монокристаллов. С уменьшением масштабного уровня степень влияния кристаллографических факторов уменьшается, а физических усиливается. Прослежено влияние энергии дефекта упаковки на организацию пластической деформации. Рассмотрена связь превращений в дислокационной подсистеме с процессами, протекающими на более высоких масштабных уровнях. Наряду с выявленными ранее уравнениями связи параметров ячеистой дислокационной субструктуры, установлены новые соотношения, связывающие геометрические характеристики ячеистой дислокационной субструктуры с плотностью дислокаций. Установлено влияние умеренных температур на субструктурные превращения при деформации и последующем отжиге.
Достоверность научных результатов и обоснованность выводов обеспечиваются корректностью постановки задачи, использованием современного комплекса методов исследования структуры материалов (картины скольжения на разных масштабных уровнях, проведением кристаллографического анализа с рассмотрением объёмной картины сдвига и дислокационной структуры), статистической обработкой результатов измерений, анализом литературных данных и их сопоставлением с результатами эксперимента.
Научная и практическая значимость. Представленная в работе классификация и иерархия элементов деформационного рельефа получена путем систе-
матизации и обобщения данных на ряде металлов и однофазных сплавов, что позволяет говорить о её" общности для ГЦК монокристаллов, деформированных сжатием. Установленная соподчиненность формирования структурных элементов определяет организацию деформации на разных масштабных уровнях.
Анализ фрагментации деформации монокристаллов и факторов, определяющих морфологию первичных доменов сдвиговой деформации, объясняет формоизменение монокристаллов при сжатии в области умеренных степеней деформации. Выбранный в работе способ деформации сжатием позволяет использовать результаты исследований для таких широко применяемых видов обработки металлов давлением, как ковка и прокатка.
Полученные в работе экспериментальные результаты и проанализированные соотношения связи параметров дислокационных субструктур углубляют представления об организации и самоорганизации дислокационного ансамбля при деформации и отжиге. Они обладают достаточной общностью и хорошей повторяемостью, что позволяет рекомендовать их для использования в научных коллективах, занимающихся вопросами физики пластичности и прочности металлических материалов.
Использование результатов. Работа выполнялась в соответствии с координационным планом РАН по направлению 1.3 «Физика твердого тела» и тем научно-исследовательских работ: «Исследование структуры стали 12Х18Н10Т после различных режимов термообработки» (НИР с НПО «Полюс» г. Томск 1989-1990 гг.), «Электронномикроскопическое исследование структуры при усталостных испытаниях алюминиевых сплавов» (НИР с ОКТБ ФТИНТ АН УССР 1986-1987 гг.). Результаты научно-исследовательской работы применялись на Томском электротехническом заводе при отработке технологии штамповки изделий и контроля качества используемого сырья (1996 г.).
Основные положения и результаты диссертационной работы используются в учебном процессе в курсах «Материаловедение» и «Физические основы материаловедения», читаемых студентам в Томском государственном архитектурно-строительном университете, Юргинском филиале Томского политехнического университета и Омском государственном университете. Отдельные результаты исследований вошли в пособие, рекомендованное учебно-методическим объединением вузов РФ по образованию в области строительства: Волокитин Г.Г., Горленко Н.П., Гузеев В.В., Клопотов А.А., Козлов Э.В., Лычагин Д.В., Романов Б.П., Руднев В.Д., Саркисов Ю.С. Физико-химические основы строительного материаловедения // М.: Ассоциация строительных Вузов, 2004. - 192 с.
Положения, выносимые на защиту: 1. Иерархия структурных элементов пластической деформации ГЦК монокристаллов зависит от ориентации оси деформации. Деформация в доменах монокристаллов с ориентацией оси сжатия [001] в широком интервале деформаций идет по системе октаэдрических плоскостей. Для [110] монокристаллов характерно раннее образование вторичных доменов из мезополос, а для [111] монокристаллов — из макрополос. Морфология первичных доменов сдвиговой деформации в [001] и [110] монокристаллах ГЦК металлов и сплавов определяется кристаллогеометрическим фактором, различием напряженного состояния в
соседних макрообластях монокристалла, деформированного сжатием с торцевым трением, количеством и расположением базовых макроскопических концентраторов напряжений.
2. Причинами, приводящими к локализации деформации на макро- и мезо-
уровне в исследованных монокристаллах, являются: 1) наличие базовых кон
центраторов напряжений, 2) присутствие объема, в котором отсутствуют обрат
ные напряжения от пуансонов испытательной машины (система плоскостей ок-
таэдрического сдвига со всех сторон имеет выход на свободные боковые грани),
3) образование макро- и мезополос деформации. Места их расположения и
формирования определяют области локализации деформации.
-
Возникающие при деформации на разных структурных уровнях сложнона-пряженные состояния приводят к развитию ротационных мод деформации. На макроуровне развитие ротационных мод деформации и массовое поперечное скольжение происходит на границе областей с разной схемой напряженного состояния. На мезоуровне II - в результате формирования макро- и мезополос деформации. На мезоуровне I ротационные моды деформации появляются при поляризации дислокационного ансамбля и образовании источников внутренних дальнодействующих полей напряжений.
-
Критическое значение плотности дислокаций определяет условия образования в локальных местах материала очередного типа дислокационной субструктуры как при деформации, так и при отжиге. Перераспределение дефектов происходит в направлении наиболее эффективной компенсации внутренних упругих полей напряжений и понижения упругой энергии ансамбля дислокаций. Этот процесс является движущей силой процесса организации дислокационного ансамбля.
-
Появление и эволюция структурных элементов на разных масштабных уровнях в монокристаллах ГЦК металлов и сплавов коррелирует с поведением кривых деформационного упрочнения.
-
Ячеистая дислокационная субструктура описывается соотношениями подобия, представляющими замкнутую систему уравнений. Геометрические характеристики ячеистой субструктуры функционально зависят от средней плотности дислокаций и плотности дислокаций в стенках ячеек и внутри ячеек.
Апробация работы. Результаты работы докладывались и обсуждались на следующих конференциях и семинарах: X, XI, XII, XIII, XV Международных и Всесоюзных конференциях по физике прочности и пластичности материалов (Куйбышев, 1983, 1986, 1989, 1992, Тольятти, 2003), Международных семинарах «Современные проблемы прочности» им. В.А. Лихачева (Великий Новгород, 1998, 1999, 2000, 2001, 2003); Международных конференциях и семинарах «Актуальные проблемы прочности» (Великий Новгород, 2002, Вологда, 2005); Всесоюзных семинарах «Структура дислокаций и механические свойства металлов и сплавов» (Свердловск, 1984, 1987, 1990); VII Всесоюзном совещании по упорядочению атомов и его влиянию на свойства сплавов (Свердловск, 1983); I Всесоюзной конференции «Структура и свойства границ зерен» (Уфа, 1983); III, IV, V Школах по физике прочности и пластичности (Харьков, 1984, 1987, 1990); II, III, IV Республиканских конференциях «Субструктурное упроч-
нение металлов» (Киев 1984, 1987, 1990); VII, VIII, IX Международных конференциях по прочности металлов и сплавов (Монреаль, 1985, Тампере, 1988, Хайфа, 1991); VI Всесоюзной конференции «Физика разрушения» (Киев, 1989); I Всесоюзной школе-семинаре «Структурная и химическая неоднородность в материалах» (Киев, 1990); II семинаре «Структурные аспекты локализации деформации и разрушения» (Харьков, 1986); II Республиканской конференции «Субструктурное упрочнение металлов и дифракционные методы исследования» (Киев, 1985); Конференции по прочности материалов и элементов конструкций (Киев, 1988); Всесоюзном семинаре по дифракционным методам исследования искаженных структур (Череповец, 1988); Постоянных семинарах «Пластическая деформация сплавов и актуальные проблемы прочности сплавов и порошковых материалов» (Томск, 1982, 1983, Барнаул, 1985); Научно-технической конференции «Архитектура и строительство» (Томск, 2002); Семинаре «Кинетика и термодинамика пластической деформации» (Барнаул, 1988, 1992); X Международном коллоквиуме «Механическая усталость металлов» (Дрезден, 1989); VI Всесоюзной конференции «Текстура и рекристаллизация в металлах и сплавах» (Свердловск, 1991); II Всесоюзном симпозиуме по перспективным металлическим материалам (Москва, 1991); Республиканской научно-технической конференции «Совершенствование существующих и создание новых ресурсосберегающих технологий и оборудования» (Минск, 1991); I Международной школе «Физическое материаловедение» (Тольятти, 2004); VI Международной конференции «Мезомеханика. Компьютерное конструирование перспективных материалов и технологий» (Томск, 2003); IV, V, VII Международных школах-семинарах «Эволюция дефектных структур в конденсированных средах. Компьютерное моделирование» (Барнаул, 2000, 2001, 2003).
Структура и объём диссертации. Диссертационная работа состоит из введения, шести глав, заключения и выводов, списка использованной литературы из 433 наименований и 5 приложений. Диссертация изложена на 472 страницах, включая 143 рисунков, 36 таблиц, списка использованной литературы и приложений.
Геометрия октаэдрического скольжения в ГЦК монокристаллах с ориентацией оси сжатия [001] и боковыми гранями {ПО}. Факторы, влияющие на неоднородность картины сдвига
При заданных в настоящей работе условиях испытания: а) деформирование осадкой с применением графитовой смазки; б) использование образцов, имеющих форму прямоугольного параллелепипеда, с отношением высо-гы h к ширине d, равным двум; в) выбор кристаллографической ориентации оси сжатия [001] и боковых граней {ПО}, неоднородное распределение следов может быть обусловлено рядом причин. Укажем основные причины появления неоднородностей. Во-первых, это наличие разных схем главных напряжений в отдельных объёмах деформируемого монокристалла и их изменение в процессе его осадки. Согласно схемам, опубликованным в монографии СИ. Губкина [83], с учетом трения в торцах в начале пластической деформации в ценгральном сечении образца можно выделить іри области: две пршорцевых, в которых реализуется схема всестороннего сжатия, и центральная область - область одноосного сжатия (рис.1.2.4,а,б). При осадке образца число областей с различными схемами главных напряжений увеличивается до пяти (рис.1.2.4,в). Во-вторых, наличие мест концентрации напряжений, обусловленных выбранной формой образца - параллелепипед. Вершины и ребра (в особенности приторцевые) параллелепипеда могут являться іеомеїрическими концентраторами напряжений. В-третьих, возможность выхода на поверхность образца носителей сдвига.
Рассмотрим, какое влияние могут оказывать эти факторы на фрагментацию при условии реализации сдвига по октаэдрическим плоскостям. В начале предположим, что из четырех семейств октаэдрических плоскостей в монокристалле макросдвиг происходит только по одному из них. В этом случае монокристалл можно условно разделить на макрообъёмы, как показано на рис.1.2.5,а. В одном из них плоскости октаэдрического сдвига имеют выходы на все боковые поверхности образца (заштрихованная область на рис. 1.2.5,а), а в остальных - с одной стороны плоскости сдвига контактируют с пуансонами испытательной машины. В первом случае сдвиг возможет по четырём направлениям (с учетом направлений противоположного знака) к свободным поверхностям. В объемах, примыкающих к пуансонам испытательной машины, сдвиг затруднен против действующего напряжения в направлении к поверхности контакта.
Если теперь предположить, что макросдвиг происходит в двух семействах октаэдрических плоскостей, симметрично ориентированных ошосительно оси сжатия, то имеет место новая схема разбиения на макрообъёмы, которую иллюстрирует рис. 1.2.5,6. Как следует и этою рисунка, все выделенные макрообъёмы являются прямоугольными пришами с ребрами, параллельными одному и тому же кристаллографическому направлению [ПО], но имеющие неодинаковую форму основания. Для этих объёмов различны схемы главных напряжений, а также возможности выхода носителей сдвига на свободные поверхности. Следует отмеїигь, чго кристаллогеометрия сдвига во всех макрообъёмах при этом одинакова. В объёмах V\ и V\ (рисі.2.5,6) за счет трения в торцах должна реализоваться схема всестороннего сжатия (/на рис. 1.2.4,6). Кроме того, плоскости сдвига в эгих объёмах с одной из сторон контактирую і с пуансонами. В макрообъёмах У2 и У2\ Г3, У4 и Уц (рис. 1.2.5,6) на начальных этапах деформации должна реализоваться схема одноосного сжатия (2 на рис. 1.2.4,6). В процессе осадки геометрия образца меняется. Это приводит к изменению схемы напряжений в этих макрообъёмах. Физически выделенные мах. Физически выделенные макрообъемы Vi и V{ уменьшаются вплоть до полною исчезновения при уменьшении высоты образца. В объёме V3 появ-ляюіся дополнительные компоненты напряжения сжатия (2 на рис.1.2.4,в), а в объёмах К4иК4 - растяжения (3 на рис. 1.2.4,в).
При реализации макросдвига по чеіьірем возможным при данной ори-ешации монокристалла семействам октаэдрических плоскостей верояша схема разделения на макрообъемы, как показано на рис. 1.2.5,в. В этом случае, в при торцевых областях также можно выделить объемы в виде равносторонних четырех гранных пирамид, в которых реализуется схема неравномерною всестороннего сжатия, и деформация затруднена. Несмотря на большое количество выделяемых макрообъемов и сложность определения их іеометрической формы, общее рассмотрение, использованное для двух семейств октаэдрических плоскостей, может быть проведено и для данного случая. Здесь также отметим изменение формы и размеров выделенных объёмов при сжатии и реализующиеся в них схемы главных напряжений. Заметную роль в процессе всей деформации играют места концентрации напряжений. В связи с этим в исследуемых монокристаллах следует ожидать неоднородною протекания пластической деформации, в частности рашиїия макросдвига.
Таким образом, анализ условий реализации сдвига в деформированных осадкой ГЦК однофазных монокристаллах, с указанными выше кристал-лоїеометрическими характеристиками, позволяет провести естественное ею разбиение на представительные макрообъёмы. Они различаются схемой главных напряжений, возможностями выхода носителей сдвига на свободные поверхности, наличием и расположением мест концентрации напряжений. О і меченные факторы оказывают существенное влияние на развитие в монокристаллах макрофрагментации сдвиговой деформации, которая в последующих главах рассматривается на ГЦК монокристаллах
Макрофрагментация сдвиговой деформации в ГЦК монокристаллах с ориентацией оси сжатия [110] и гранями (Tin) и (001)
Равнонагруженные плоскости октаэдра расположены в монокристалле так, что для каждого семейства этих плоскостей в образце можно также вы делить объем, в котором они со всех сторон имеют выходы на свободные боковые поверхности. На рис.2.1.2,6 показан этот объем для одного и І двух се-мейсів окіаздрических плоскостей сдвига. При наложении двух таких Семене і в октаэдрических плоскостей сдвига объем монокристалла разбивается на несколько макрообластей. Сечение макрообластей боковыми гранями представлено на рис.2.1.2,в. Видно, что на грани (1Ї2) можно выделить іак же, как и на ірани (Т ю) 7 участков, а на грани (1 ТУ)- пять участков: А, Е, К и А\, Е\. Самый большой по площади участок К- центральный. Он соотвеїст-вует выходу на боковые грани области, в которой две системы октаэдрических плоскостей сдвига со всех сторон имеют выходы на свободные боковые гюверхносіи. Осіальньїе участки меньше и их расположение не симметрично относительно вертикальной оси, проходящей через середину грани. Участки D и D\ занимают большую часть лицевой грани, а Е и Е\ - меньшую. 11а противоположной грани картина обратная. Семейства плоскостей в приюр-цевых учасіках будут пересекать области затрудненной деформации (учасі-ки А и А\). Участки D, Е, D\, Е\ на грани (1Ї2) и Е, Е\ на грани (1ІТ)соответствуют областям, где на поверхность выходит одно из двух семейств плоское і ей октаэдрического сдвига.
Из проведенного анализа следует, что изменение комбинации боковых граней от (Ї10) и (001) к (1Ї2) и (1ЇТ) приводит к изменению симметрии ориентации равнонагруженных плоскостей октаэдра относительно боковых іраней монокристалла и, как следствие, к изменению морфолоіии доменов сдвиговой деформации при сохранении их количества (семь). Изменение ориентации боковых плоскостей интересно тем, что можно определить влияние на картину деформационного рельефа геометрической асимметрии сдви га.
На рис.П.2.1 представлена схема для проведения следового анализа, а па рис.П.2.2 приведены снимки деформационного рельефа, сформированної о на боковых гранях монокристалла алюминия (с = 0,03). Анализ картины сдвига свидетельствует, что большинство следов сдвига при этой степени деформации являются следами сдвша по плоскостям (111) и (111). На гранях (Тіо) формируются две пересекающиеся системы следов, на іранях (001) - одна юризошальная. На гранях (001) наблюдается одна сисіема юризон-іальньїх следов и в локальных объемах вблизи торцов - вертикальные следы сдвига. Распределение следов сдвига на всех гранях неравномерное как в каждой и} систем следов, так и в целом по поверхности граней. Таким образом, можно говориіь о явлении макрофраіменіации сдвига даже при начальных степенях деформации.
Первичная макрофрагментация сдвиговой деформации. Домены образуюіся с самого начала пластической деформации в ре улыате сдвиїа по равпонаїруженньїм октаэдрическим плоскостям. Всего в монокрисіалле алюминия можно выделить 11 первичных доменов (фрагментов) сдвига, что, в основном, коррелирует с кристаллогеометрической схемой на рис.2.1.1
В приторцевых областях формируются два домена А и А\ с наиболее низкой шюіносіью активных плоскостей сдвига. В них даже имеюіся небольшие участки, в которых сдвиг на макроскопическом уровне не фиксируется. Очевидно, что в этих доменах следует ожидать наименьшей величины локальной сдвиговой деформации. Как отмечалось выше, в этих областях деформация затруднена за счет реализации схемы всестороннею сжаїия. Причем в области нижнего подвижного пуансона плотность следов заметно выше, чем у верхнего неподвижного. Домены D и D\, Е и Е\ являются областями, в которых реализуется несимметричный сдвиг по равнонагруженным плоскостям. При этом в каждом из доменов В, В\, С, С\, D, Db Е и Е\ преобладает сдвиг по одной из плоскостей (111) или(11 1). В центральном домене К происходит симметричный сдвиг по обеим плоскостям. Об этом свидетельствуют сопоставимые плотности следов сдвига по плоскостям (111) и (111) на гранях (Тю), так что совокупная картина следов сдвига в этом месте на грани представляет собой сетку, форма звена которой является ромбом или параллелограммом. Грань (001) заполнена горизонтальными следами сдвига.
Практически с самого начала деформации на границах доменов А и А \ у вершин образца наблюдается более высокая плотность следов сдвига. Это послужило основанием выделения их в самостоятельные домены В и Ви С и С\, (рис.2.2.1,а). Они имеют пластиноподобную форму. Причиной наиболее высокой плотности следов сдвига в этих доменах является наличие мест концентрации напряжений от вершин и ребер образца возле пуансонов испытательной машины.
Деформационный макрорельеф монокристаллов алюминия и его детали
В настоящей главе представлены результаты исследований по закономерностям пространственной организации сдвига в [Ї11] монокристаллах [75]. Рассмоірение кристаллогеометрии октаэдрического сдвига показало, чю реализация деформации должна осуществляться способом, отличающимся от деформации ГЦК монокристаллов с ориентациями осей сжатия [001] и [ПО] (разделы 1 и 2). В результате исследований установлено, ч і о картина деформационного рельефа для ориентации [111] имеет свои особенности. На боковых гранях кроме следов сдвига, наблюдаются системы макрополос деформации и деформационных складок. Структура макрополос для монокристаллов алюминия, меди и никеля различается. Выделено три типа складок, коюрые связаны с формированием полос деформации и мезодоменов сдвига. На основе анализа картины деформационного рельефа показано, чю величина локального относительного сдвига в образующихся полосах деформации значительно превышает значения сдвига в областях гонкого скольжения.
При выбранной ориентации оси нагружения равнонагруженными являются три плоскости октаэдра: каждой из них по два плотноупакованных направления, т. е. всего шесть систем сдвига с фактором Шмида равным 0,27. Ориентация равнонагруженных плоскостей и направлений в объеме монокристалла показана на рис.П.3.1,а. При сдвиге на боковой грани следует ожидать появления трех пересекающихся систем следов октаэдрического сдвига (две наклонные и симметричные относительно оси деформации, одна - перпендикулярная) (рис.П.3.1,б). На грани (ПО) должны наблюдаться две системы пересекающихся следов (рис.П.3.1,в).
Необходимо отметить, что кристаллогеометрия рассматриваемых [111] монокристаллов (с нечетной симметрией оси нагружения) имеет существенное отличие от ранее изученных [001] и [ПО] ГЦК монокристаллов (главы 1 и
2). В объеме последних в большинстве исследованных вариантов ориентировок боковых іраней можно было выделить объем, в котором равнонагружен-ные плоскости {111} имели выходы на все боковые поверхности и при на-гружении не контактировали с пуансонами испытательной машины. В [111] монокристаллах такой объем при соотношении высоты к ширине, равной двум, оісуїствует. Напротив, теперь для каждого семейства нагруженных ок-таэдрических плоскостей наблюдается объем, в котором плоскости с двух сторон ограничены горцами образца (рис.3.1.1). Естественно, что сдвиг в іа-ком объеме может быть затруднен. Для краткости изложения будем в дальнейшем называть еі о "стесненным".
Семейство плоскостей (ill), как следует из рис.3.1.1,а, пересекается с торцами и гранями (1Ї2) по направлению [ПО], параллельному горизонтальным ребрам монокристалла. Значительная часть плоскостей этого семейсіва располагается в "стесненным" объеме. При нагружении такие плоскости будут находиться в контакте с обоими пуансонами испытательной машины. Осіальньїе плоскости этою семейства контактируют только с одним из них. В каждом из семейств плоскостей (11Т) и (111) равнонагруженные системы сдвиїа оказываются геометрически неэквивалентными с точки зрения возможностей выхода на свободные грани монокристалла (рис.П.3.1,а).
Наличие стесненного объема для всех равнонагруженных семейсів плоское і ей {111} позволяет предположить, что закономерности макрофраг-мешации и макролокализации сдвига в [Ї1І] монокристаллах будут иные, чем в [001] и [ПО] монокристаллах.
Картина деформационного рельефа на макроуровне монокрисіаллов алюминия при различных степенях деформации представлена на рис.П.3.2-3.6. При анализе снимков картины рельефа, формирующегося на боковых можно выделить следующие его характерные элементы в порядке уменьшения масштаба. Они сведены в іабл.3.2.1.
Выделенные системы элементов деформированного рельефа наблю-даюіся не изолированно друг от друга. Выстроенные в иерархической последовательности масштабов и накладываясь определенным образом они образуют единую индивидуальную картину макрорельефа на каждой грани. При эгом в локальных участках грани могу г наблюдаться как один из элементов рельефа, так и их комбинации. Места расположения элементов деформаци-онною рельефа на боковой грани (іЇ2) монокристалла алюминия показаны нарис. 3.2.1.
Системы макрополос деформации (МПД). Они наблюдаются на всех свободных гранях монокристалла и являются наиболее яркой деталью картины деформационного рельефа (например, МПД на рис.3.2.1). Всею на поверхности монокристалла наблюдаются три различных системы МПД, границы которых отклонены в интервале углов 4...10 от выходов плоскостей (ill), (11Ї) и (111). Будем обозначать эти системы МПДи1, МПДхи и
МНДШ соответственно. Не задаваясь вопросом о механизме их образования, рассмотрим морфологию каждой системы МПД в отдельности.
Локализация и первичная фрагменіация деформации в ГЦК монокрис галлах с ориентацией оси сжатия [1.8.12]
Исследование монокристаллов основано на точном знании кристаллографической ориентации оси деформации и боковых граней. Выбрав интересующую ориентацию, исследователь приступает к ориентации монокристалла и изготовлению образцов. К сожалению, идеальную ориеніацию дос-шчь на пракіике трудно. Как правило, точность определения оси деформации сосіавляет 2 градуса. Точность изготовления образцов так же осущесів-ляеіся в пределах допускаемого отклонения размеров. Результаты, представленные в разделах 1-3, свидетельствуют о том, что одной из причин разной активности равнонагруженных систем сдвига может являться незначительное, в пределах принятой погрешности, отклонение от идеальной ориентации и формы. Представляет интерес выяснить, как незначительные отклонения оси деформации влияют на картину деформационного рельефа исследуемых монокристаллов.
Расчет показывает, что отклонение оси деформации на 2 градуса приводит к изменению фактора Шмида на Am = 0,03...0,034. При рассмотрении ориентации с равно-нагруженными системами скольжения увеличение фактора Шмида для одной системы скольжения будет неизбежно сопровождаться его уменьшением для другой системы. Для систем скольжения, располо (100) женных симметрично относительно плоскости, содержащей ось деформации и поворота, это увеличит разницу в величине фактора Шмида до 0,060...0,068. На рис.4.1.1 показан Д t001] вариант такого поворота (для простоты показаны две из четырех первоначально равнонагруженных плоскостей). Такое отклонение приведет к преимущест венному скольжению по системам [oil] и [Тої] и даст картину сдвига, подобную приведенной на рис.4.1.2. Морфология первичных доменов сдвиговой деформации изменилась по сравнению с симметричным расположением плоскостей относительно оси сжатия (см. раздел 1.7). В монокристалле формиру-еіся макропачка следов сдвига, образуя центральный домен сдвиговой деформации. Сдвиги по этой макропачке обеспечиваю і основное формоизменение образца. Другие деформационные домены располагаются вблизи пуансонов. Пересечения следов, принадлежащих разным доменам, наблюдаются на небольшом участке граней. Картина сдвига становится подобной картине, формирующейся при одиночном скольжении или близкой к ней ориентации (раздел 4.2). Акшвность ценфального домена сохраняется в значительном ишервале деформаций, пока не будут созданы условия для более активною сдвига в соседних доменах. Таких причин несколько: 1) изменение ориентации оси деформации или ориентации домена; 2) включение нового механизма деформации; 3) образование полосы сброса.
Последний случай оказывается вполне вероятным, так как преимущественное дейсівие одной системы плоскостей сдвига приводит к искривлению монокристалла. При потере устойчивости монокристалла, в области его максимальной кривизны, формируется полоса сброса или активизируется новая система сдвиїа. Эю согласуется с заключением обзорной работы [113], чю сбросы наблюдаются в монокристаллах, ориентированных для одиночною скольжения. Наши исследования, проведенные на монокристаллах никеля с ориеніацией оси сжатия [їїі], показали, что формирование полос сброса происходит и в том случае, когда потеря устойчивости монокристалла происходит в результате образования одной системы макрополос деформации. Для этой же ориентации рассмотрим, как влияет отклонение о г идеальной ориентации на формирование систем макрополос деформации.
Исследованиям, проведенным на ГЦК монокристаллах с ориеніацией оси сжатия [їїі], был посвящен раздел 3, в котором было показано, что деформация осуществляется путем образования нескольких деформационных доменов, состоящих из систем деформационных полос. Деформационный рельеф, сформированный на боковых гранях монокристалла никеля (образец А), после деформации на є = 0,10, показан на рис.П.3.7. На каждой из граней наблюдаются две системы макрополос, наиболее развитая из которых при-суїствует на гранях (110).
Для исследования влияния отклонения от высокосимметричных ориен-іировок на картину деформационного рельефа были вырезаны монокристаллы никеля (образец В) таким образом, что отклонение от [її і] на три градуса увеличивает фактор Шмида для систем сдвига, принадлежащих плоскости (іїї). Как показали экспериментальные результаты, в этом случае сіановиїся определяющим развитие системы макрополос, располагающихся приблизительно параллельно выходам плоскости (іїї). При малой величине сжатия (є = 0,02) в рассматриваемом монокристалле на одной боковой грани (110) образуется одна система следов (рис.П.4.1,б), а на другой, аналогичной грани, уже формируется система макрополос деформации (МПД), коїорая очень быстро преобразуется в развитую систему МПД (рис.П.4.2,б,г). Полосы максимальных размеров наблюдаются вблизи мест наиболее высокой концен-ірации напряжений (приторцевых ребер образца). Их ширина наибольшая в центральной части образца и уменьшается до нуля в приторцевой области, где реализуется схема неравномерного всестороннего сжатия. В этой области на ірани (іЇ2) с самою начала деформации образуются две сисіемьі прямолинейных следов сдвига. Они в дальнейшем не развиваются в связи с последующим преимущественным развитием системы (ill), которая на эюй грани формируеі систему гори-зошальных следов, а затем на ней образуется система складок (рис.П.4.1 ,а,в и П.4.2,а,в). Особенностью картины деформационного рельефа на грани (і Ї2) явля-еіся возникновение прямолинейных следов на грани а у нижнего торца (рис.11.4.1 ,а), а на грани Ь у верхнего (рис.П.4.1,в). Схематически картина деформационного рельефа, формирующаяся при є = 0,10, пред-сіавлена на рис.4.1.3.
