Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Обзор литературы 7
1.1 Развитая пластическая деформация 7
1.2 Особенности структуры и деформационного поведения субмикрокристаллических материалов 24
1.3 Постановка задач исследования 28
Глава 2. Материалы и методика исследования 31
2.1 Материал исследований 31
2.2 Механические испытания 32
2.3 Термическая обработка 34
2.4 Металлографические исследования 35
2.5 Электронно-микроскопические исследования 35
2.6. Локальный кристаллографический анализ 37
2.7 Рентгеноструктурные исследования 40
Глава 3. Исследование эволюции структуры и механического поведения титана в ходе развитой теплой «abc» деформации 42
3.1 Особенности начального этапа пластического течения титана при изменении оси деформирования 42
3.2 Макроскопические особенности деформации 52
3.3 Морфологические особенности эволюции структуры 58
3.4 Идентификация элементарных механизмов деформации 70
3.5 Эволюция спектраразориентировок 75
3.6 Эволюция текстур 98
Глава 4. Особенности механического поведения и эволюции структуры субмикрокристаллического титана в условиях холодной деформации 112
4.1 Особенности исходной структуры СМК титана после дорекристаллизационного отжига 112
4.2 Идентификация элементарных механизмов деформации 120
4.3 Особенности деформационного поведения субмикрокристаллического титана в условиях холодной деформации 126
Глава 5. Основные черты развитой пластической деформации титана 140
Выводы 152
Литература 156
- Особенности структуры и деформационного поведения субмикрокристаллических материалов
- Электронно-микроскопические исследования
- Особенности начального этапа пластического течения титана при изменении оси деформирования
- Особенности деформационного поведения субмикрокристаллического титана в условиях холодной деформации
Введение к работе
Деформация есть изменение формы. Ему неизбежно соответствует изменение «содержания» твердого тела - его структуры. Если преобразования структуры, обусловленные деформацией очень велики, то последнюю называют «развитой». Её структурным признаком, необходимым и достаточным условием является массовое формирование высокоугловых границ деформационного происхождения.
Одним из следствий этого процесса (наряду, впрочем, со многими другими) является существенное измельчение микроструктуры - вплоть до субмикро- и нанокристаллических (СМК и НК) размеров зёрен. Именно этот аспект, в основном, обуславливает повышенный интерес к развитой деформации и делает её исследование одним из перспективных направлений современной физики прочности и пластичности. Специальные способы деформирования, разработанные в последние десятилетия, позволили получать СМК и НК-структуры в массивных заготовках. Их строение и физико-механические свойства существенно отличаются от свойств материалов в обычном состоянии. Поэтому исследование структуры и свойств СМК и НК материалов, в свою очередь, стало отдельным перспективным направлением этой области металлофизики.
Существует довольно большое число работ посвященных, как исследованиям формирования структуры при развитой пластической деформации, так и структуры и свойств СМК и НК материалов. Однако, поскольку значительные изменения свойств в СМК и НК-материалах обусловлены именно структурой, сформированной посредством развитой деформации, представляется целесообразным проведение единого, совместного исследования по обоим научным направлениям.
Согласно современным представлениям, пластическое течение является достаточно сложным, многоуровневым процессом. Изучение поведения индивидуальных дислокаций (микроуровень деформации) не является исчерпывающим. Для его адекватного описания также необходимы исследования на мезо- и макроскопическом масштабах пластического течения. Иными словами, кроме идентификации элементарных механизмов деформации и выявления семейств и систем скольжения и двойникования, нужен также учет процессов самоорганизации дислокаций в границы деформационного происхождения и связанного с ним разворота кристаллитов, изменения их формы и размеров, а также явления макроскопической локализации деформации. Проведение такого комплексного исследования позволило бы взаимоувязать различные экспериментальные результаты друг с другом и дало бы точку отсчета для воссоздания общей картины пластического течения в целом. По мнению автора, данный вопрос экспериментально исследован явно недостаточно. Кроме того, как показывает анализ литературы, подавляющее большинство исследований развитой пластической деформации и деформационного поведения СМК и НК материалов выполнено на металлах и сплавах с высокосимметричными кубическими решетками. В связи с этим не ясно, насколько применимы полученные результаты к материалам с относительно высокой анизотропией упругости, малым числом систем скольжения и подверженных двойникованию, свойственных материалам с менее симметричными решетками.
Вышеперечисленные обстоятельства обусловили цель настоящей работы: совместное комплексное исследование процессов развитой пластической деформации и особенностей пластического течения материала с СМК структурой на примере а-титана.
В ходе исследования установлено, что пластическое течение титана при формировании в нем СМК структуры, а также при последующей холодной деформации в СМК состоянии можно квалифицировать как развитую деформацию. Выявлены её характерные черты: сочетание высокой прочности, низкого деформационного упрочнения и быстрой локализации деформации - на макроскопическом уровне; высокий уровень дальнодействующих напряжений, массовое образование границ деформационного происхождения, переориентацией решетки и изменение формы и размеров зёрен - на мезоскопическом; высокой плотностью дислокаций - на микроскопическом.
Показано, что доминирующими элементарными механизмами пластического течения на этапе развитой деформации титана являлись внутризёренное дислокационное скольжение и двойникование.
Выявлена взаимосвязь между различными аспектами развитой пластической деформации - изменением текстуры, спектра разориентировок, формы и размеров зёрен. Установлено, что изменения текстуры определялось стремление кристаллитов к стабильным (равнонагруженным) ориентировкам, а эволюция спектра разориентировок, формы и размеров зёрен диктовалась
6 необходимостью сохранения сплошности на границах различно деформирующихся кристаллитов.
Показано, что уменьшение среднего размера зёрен до СМК диапазона сопровождалось значительным ускорением деформационных процессов. В частности, пластическое течение СМК титана практически с самого начала представляло собой развитую пластическую деформацию.
Установлено, что изменение пути деформирования при развитой деформации титана сопровождается усилением макроскопической неоднородности деформации и её локализацией в макрополосе сдвига. Показано, что образование макрополос сдвига обусловлено «рассыпанием» части дислокационных границ при изменении пути деформирования и соответственным образованием «лавины» дислокаций.
Автор считает своим долгом выразить благодарность д.т.н., профессору Г.А. Салищеву за научное руководство, д.ф-м.н., профессору М.М. Мышляеву за плодотворное обсуждение некоторых результатов и научные консультации, а также к.т.н. СВ. Жеребцову и к.т.н. О.Р. Валиахметову за большую помощь в осуществлении некоторых экспериментальных исследований.
Особенности структуры и деформационного поведения субмикрокристаллических материалов
Развитие новых методов достижения больших пластических деформаций дало возможность формирования СМК структуры в массивных заготовках, пригодных для широко спектра дальнейших научных исследований. Это обеспечило довольно быстрый прогресс в изучении подобного рода материалов. Следует, однако, напомнить, что наряду с развитыми пластическими деформациями субмикро- и нанокристаллическую структуры можно получить иными путями - посредством размола в шаровых мельницах и последующим компактированием порошков, методами испарения и последующей газовой конденсации, электроосаждением, а также сверхбыстрой закалкой [90]. С помощью этих, альтернативных способов зачастую возможно получить более мелкозернистую структуру - с размерами кристаллитов в десятки и даже единицы нанометров. Однако, наряду с этим явным преимуществом, эти методы характеризуются рядом существенных недостатков. Прежде всего, к ним следует отнести относительно высокую пористость, наличие оксидной пленки на границах зёрен, химическую неоднородность, наличие аморфной фазы и т.д. [90]. Эти факторы способны оказывать значительное влияние на свойства материалов. В связи с этим зачастую не ясно, являются ли свойства, проявляемые подобными материалами, следствием нанокристаллического размера зёрен или артефактами, обусловленными технологией их приготовления. К числу недостатков можно также отнести сравнительно небольшие размеры получаемых образцов и, как следствие, ограниченный арсенал исследований, которые можно на них провести. В связи с этим, в данной работе в ходе анализа литературных данных учитывались только результаты исследования СМК и НК материалов, полученных посредством больших пластических деформаций.
Повышенный интерес к СМК и НК материалам обусловлен ожиданием значительного, даже принципиального изменения их свойств. Эти надежды основываются, прежде всего, на том, что значительное увеличение протяженности границ (а, следовательно, удельной доли атомов, находящихся в них) в таких материалах приведет в некотором роде к изменению (ослаблению) межатомного взаимодействия. Трудности в зарождении дислокаций с измельчением зёрен (уменьшение длины источника и соответственный рост напряжения до теоретической прочности), а также их скольжении предполагают принципиальное изменение элементарных механизмов деформации. Многие теоретические работы, а также результаты моделирования предсказывают усиление и даже преобладание роли диффузионных процессов по границам зёрен (и, как следствие, зернограничного проскальзывания) даже в условиях комнатной температуры [91-95]. Экспериментально обнаруженный эффект «низкотемпературной» и «высокоскоростной» сверхпластичности СМК и НК материалов [2, 3] давал некоторые основания для надежды в справедливость подобных прогнозов. В случае их экспериментального подтверждения будут основания для существенного пересмотра современных представлений о пластической деформации. В связи с этим в данной работе были систематически проанализированы все доступные результаты по механическому поведению и эволюции структуры СМК и НК материалов в условиях холодной и теплой деформации.
Залогом корректного описания деформационного поведения является тщательная аттестация исходной структуры. К сожалению, при проведении исследований этому моменту зачастую не уделяется должного внимания. Как следует из отдельных работ, структура после развитой пластической деформации может быть макроскопически неоднородной [63, 69, 80, 81, 86-88]. В зависимости от конкретного метода достижения больших пластических деформаций, может иметь место как острая, так и очень слабая текстура [11-13, 15, 16, 20, 26, 29, 31, 33-38]. Почти неизбежно имеет место неоднородность кристаллитов по размерам - в структуре присутствуют отдельные большие зерна, размер которых превышает средний на порядок и более [14, 16, 17, 27, 29, 36, 51, 52, 54-56]. Преимущественная форма кристаллитов широко варьируется от волокнистой [10, 37] до равноосной [14, 16, 17, 20, 22, 27, 36, 42, 43, 48, 49, 52, 56-61, 68-71, 74-77] и, скорее всего, зависит от величины накопленной деформации и используемого метода достижения развитой пластической деформации. При сравнительно больших деформациях кристаллиты, как правило, равноосны. Структуре всегда присущи значительные внутренние напряжения [1, 3, 30, 32, 44, 79, 80] и высокая плотность дислокаций, в том числе в виде субграниц [1, 3, 9, 10, 16, 17, 20, 23-29]. Особо отмечается неравновесность границ в подобных материалах [1, 3, 30].
Неравновесность микроструктуры, полученной в ходе развитой пластической деформации, значительно затрудняет выявление влияния именно субмикрокристаллического размера зерна. Во-первых, неравновесность может оказывать собственное влияние на пластическое течение, а во-вторых -значительно маскировать структурные изменения в ходе деформации (например, изменение плотности дислокаций). В связи с этим, для выявления влияния именно СМК размера зёрен целесообразно подвергнуть структуру низкотемпературному (дорекристаллизационному) отжигу. Это позволит повысить равновесность структуры (как границ, так и объёма зёрен) и сохранит субмикрокристаллический размер зёрен. К сожалению, как следует из анализа литературы, большинство исследований выполнено на неотожженных образцах.
В отличие от процесса развитой пластической деформации, в деформационном поведении СМК и НК материалов на настоящий момент лучше всего исследован макроскопический уровень пластического течения. Во всех без исключения работах отмечается повышенная прочность подобного рода материалов [11, 33, 45, 54, 72, 96-105, 110-112]. Согласно большинству из них, зависимость прочностных характеристик от размера зёрен подчиняется закону Холла-Петча [45, 54, 72, 98, 100, 105], хотя в некоторых констатируется отклонение от него [99]. Как правило, выявляется понижение пластичности [11, 72, 96, 99, 103, 107, ПО, 111]. Практически всегда фиксируется низкое деформационное упрочнение [11, 33, 96, 97, 101, 106, 107] и очень малая протяжённость стадии равномерной деформации (нередко - полное отсутствие таковой) [72, 96, 97, 102, 103, 106, 107, 112].
Электронно-микроскопические исследования
Локальный кристаллографический анализ структуры был осуществлен посредством метода анализа картин дифракции (Кикучи-картин) обратно рассеянных электронов (EBSD). Исследование проводилось с использованием программного обеспечения TexSEM Lab. (TSL) и INCA Crystal I, установленных, соответственно, на сканирующих электронных микроскопах «LEO-440 Stereoscan» и «JSM-840S». В обоих случаях использовался вольфрамовый катод, а ускоряющее напряжение составляло 20 кВ.
Подготовка образцов для EBSD-анализа также в целом была идентична технологии подготовке поверхности для металлографических исследований (раздел 2.4). Следует отметить только дополнительное окончательное лёгкое подтравливание. Необходимость последнего этапа была обусловлена, в первую очередь, выявлением макроскопической неоднородности структуры (с целью проведения её прицельной съёмки), а во-вторых, необходимостью полного удаления деформированного слоя, образовавшегося при шлифовке и полировке на пасте.
При работе с программным обеспечением TSL применялась гексагональная сетка сканирования, а с INCA Crystal I - квадратная (каждая точка сканирования, соответственно, имела 6 и 4 ближайших соседа - за исключением точек, ограничивающих область сканирования). Ориентировка кристаллитов в каждой точке сканирования вычислялась с определенной степенью вероятности, характеризуемой некоторым безразмерным коэффициентом (Confidential Index (СІ) в TSL и Residial Angle (RA) в INCA Crystal I). Его величина определяется многими факторами: качеством шлифа, степенью совершенства кристаллической решетки, а также вероятностью перекрытия Кикучи-картин от двух смежных зерен. Экспериментальные данные подвергались корректировке (Clean-up в TSL). Он заключался в том, что экспериментальные точки, вышеупомянутый коэффициент которых находился вне определенного диапазона, подвергались изменению. В TSL им автоматически присваивалась ориентировка ближайшей к ним соседней точки с максимальным СІ, в INCA Crystal I они просто исключались из рассмотрения . Кроме того, корректировка экспериментальных данных осуществлялась посредством метода «корректировка соседней ориентировки» (Neighbour Orientation (NO) correlation). Необходимость её была обусловлена следующим. Некоторые отдельные экспериментальные точки характеризуются ориентировкой, резко отличающейся от ориентировок своего ближайшего окружения. Весьма вероятно, что наличие подобных точек обусловлено локальной топографией поверхности шлифа, не являющейся идеально ровной. NO-correlation подобных точек также осуществлялась автоматическим присвоением им ориентировки ближайшей к ним смежной точки с максимальным CI. Во всех случаях из всех кристаллографически эквивалентных описаний разориентировки использовалось описание с минимальным углом разориентировки. При анализе результатов EBSD-сканирования необходимо учитывать следующие обстоятельства: 1) Поскольку точность определения ориентировки составляла примерно 1, границы с углом разориентировки менее 2 были исключены из рассмотрения. 2)При малом шаге сканирования ( 0.1 мкм) весьма велика вероятность того, что прибор регистрирует все границы (с углом разориентировки свыше 2!) на исследуемом участке. Однако, с уменьшением шага сканирования, сокращается исследуемая площадь (при том же времени съемки). В случае, когда исследуется относительно крупнозернистая структура, весьма вероятно, что вся площадь сканирования будет либо внутри одного зерна, либо в районе одной границы зерна. В связи с этим велика опасность, что доля высокоугловых границ будет завышена (или, соответственно, занижена). Кроме того, в данном случае результаты сканирования вряд ли будут статистически представительными вследствие того, что будут в значительной мере определяться ориентировкой данного конкретного зерна и смежных с ним зерен. Исследование же статистически представительных площадей с минимальным шагом сканирования требует значительных временных затрат и не всегда возможна (например, вследствие ограниченного времени жизни катода). 3)При относительно большом шаге сканирования весьма вероятна «потеря» части границ. Как правило, это относится к малоугловым границам, расстояние между которыми обычно невелико. В связи с вышесказанным, при исследовании каждого из образцов было проведено сканирование с различным шагом. Поскольку сканирование с любым шагом характеризовалась теми или иными недостатками и, следовательно, результаты его не могли быть признаны истинными, каждое из исследованных состояний анализировалось на основе общей информации со всех съемок. В частности, для изучения соотношения между фракциями низко и высокоугловых границ (угол разориентировки, соответственно, до 15 (включительно) и свыше), а также при исследовании распределения малоугловых границ по углам разориентировки, использовались данные, полученные при минимальном шаге сканирования (0.1 - 0.3 мкм). При исследовании же распределения высокоугловых границ, а также специальных и близких к ним границ (являющихся, как правило, высокоугловыми) использовались результаты сканирования с таким шагом, когда количество высокоугловых границ3 было статистически представительным (как правило, свыше 1,000). Распределения границ по углам разориентировки сопоставлялось с произвольным распределением. Последнее генерировалось с помощью специально написанной программы4. Выборка случайных разориентировок составляла- 100000.
Особенности начального этапа пластического течения титана при изменении оси деформирования
Как видно из рисунка, в процессе первой осадки площадь поперечного сечения образца была в первом приближении однородна по его высоте (включая торцы) и «бочка» едва-едва угадывалась (рис. 3.3а). Деформация, таким образом, являлась макроскопически однородной. Вторая осадка сопровождалась явно выраженной неоднородностью деформации и «бочка», причем весьма асимметричная, просматривалась довольно чётко (рис. 3.3б). Деформация преимущественно концентрировалась возле одного из торцов заготовки; остальной её объём был гораздо менее деформирован. Начиная с четвертой осадки, имело место качественное новое явление: вместо изменения соотношения между высотой и шириной (и длиной) заготовки, обычного для осадки, отмечено изменение углового соотношения сторон - продольное сечение образца из прямоугольника превратилось в параллелограмм (рис. З.Зв). Таким образом, в данном случае макроскопическая деформация характеризовалась наличием сдвиговой компоненты. Кроме того, отмечено также появление макроскопической полосы, пересекающей продольное сечение образца примерно по диагонали. Видно, что форма образца претерпела наиболее значительные изменения именно в месте прохождения этой макрополосы - имело место значительное изгибание боковой поверхности заготовки в местах контакта с ней. Изменения же в остальном объёме образца гораздо менее существенные. В связи с этим можно предположить, что деформация была в значительной мере сосредоточена в ней. То есть, скорее всего, именно распространение данной макрополосы и обусловило наличие макроскопического сдвига. Таким образом, её можно квалифицировать как макрополосу сдвига. Следует отметить неоднородность контраста (а, следовательно, и деформации) внутри макрополосы. Формирование подобных макрополос сдвига являлось характерной чертой начального этапа пластического течения с четвертой по тринадцатую осадки. Рост числа циклов накопленной деформации, возможно, сопровождался только постепенным уменьшением удельной площади, занимаемой полосой (рис. 3.3в д). Итак, увеличение числа осадок сопровождалось усилением макроскопической неоднородности, а с четвертой осадки - и локализацией деформации. Можно предположить, что появление плато на начальном участке деформационных кривых является следствием макроскопической неоднородности и локализации деформации - в пластическое течение вовлечен не весь объём образца. В связи с этим возникает вопрос - чем же обусловлена макроскопическая локализация деформации?
Как следует из рис. 3.2, в течение 3 первых циклов нагружения имел место устойчивый рост предела текучести. Можно предположить, что именно он и способствовал значительному увеличению деформирующего усилия и, вследствие этого, «перекосу» образца из-за наличия даже небольшой несоосности деформирующих бойков. Таким образом, макроскопическое явление (макрополоса) имело бы и макроскопическое происхождение. Однако, как отмечалось во второй главе, после каждой осадки искривленные поверхности образцов обрезались до придания им формы параллепипеда. В связи с этим уменьшался их объём и, соответственно, площадь поперечного сечения. В совокупности со слабой зависимостью предела текучести к увеличению накопленной деформации свыше 4 осадок (рис. 3.2), это привело к значительному снижению деформирующих усилий - на начальных участках 1, 11 и 12-й осадок они весьма близки (рис. 3.1а - в). Исходя из того, что макрополосы имели место и при столь малых деформирующих усилиях (рис. З.Зд), вряд ли их появление сопряжено только с перекосом образцов. Можно предположить, что оно, по крайней мере, отчасти, обусловлено изменением структуры в ходе последовательного накопления деформации.
Исследование поверхности дополнительно деформированных образцов при относительно небольших оптических увеличениях (х 170-340) показало, что в данном масштабе структура являлась неоднородной всегда и представляла собой чередование полос тёмного и светлого контраста (рис. 3.4). После первой осадки ширина этих полос была примерно эквивалентна величине исходного зерна, длина - порядка сотен микрометров. Полосы не являлись прямолинейными, локально изгибались, однако общая направленность просматривалась - от краёв образца к центру. Начиная уже со второй осадки, эти полосы приобрели систематичность (примерно одинаковое поперечное расстояние, наличие двух систем полос, пересекающихся под углом в среднем 80) и макроскопические размеры (рис. 3.46). Возросла неоднородность концентрации полос - их плотность внутри «бочки» значительно выше, чем вне неё. Увеличение числа циклов деформирования свыше четырёх привело к тому, что внутри макрополосы имела место всего одна система деформационных полос - примерно параллельная направлению макрополосы (рис. 3.4в, г). Структура в тёмных и светлых полосах отличалась по глубине резкости при фокусировке. Отсюда, скорее всего, чередование контраста было обусловлено тем, что полосы представляют собой области неровности поверхности — «холмы» и «долины». Тёмный контраст - скорее всего тень, отбрасываемая «холмами». Таким образом, наличие полос свидетельствует о том, что определённые части заготовки (группы зёрен) смещены друг относительно друга как целое. Это говорит о значительной неоднородности деформации между отдельными группами зёрен. Тот факт, что подобные деформационные полосы наблюдались и при макроскопически однородной деформации (первая осадка), подтверждает идею В.В. Рыбина о том, что вопрос об однородности деформации не имеет смысла без учета масштабного уровня её рассмотрения [1]. Даже если на макроуровне деформация является примерно однородной (рис. 3.3а), на уровне групп зёрен она может быть неоднородна (рис. 3.4а). Также из этого можно сделать вывод, что потеря стабильности течения на мезоскопическом уровне предшествует локализации деформации на макроуровне.
Особенности деформационного поведения субмикрокристаллического титана в условиях холодной деформации
Использование смазки позволяет уменьшить влияние контактного трения, но не удалить вовсе. Так и в условиях нашего эксперимента, если в ходе первой осадки до 15% деформация являлась в первом приближении макроскопически однородной (рис. 3.3а), то после 40%) имело место образование «бочки» и, как следствие, «ковочного креста» (рис. 3.7а). Появление «бочки» означает ускорение в росте площади поперечного сечения и, следовательно, интенсификацию роста деформирующего усилия. На деформационных кривых это проявляется как «загиб вверх» (рис. 3.1).
Как видно из рисунка, «ковочный крест» в первом приближении представляет собой две пересекающиеся по диагонали полосы на продольном сечении образца. Однако в трехмерном пространстве форма «ковочного креста» отнюдь не представляет собой две пересекающиеся макрополосы. Если «крест» получается при любом продольном сечении призматического образца, проходящем через его центр тяжести, то его пространственная форма представляет собой прямоугольную бипирамиду (для цилиндрического образца, соответственно, форму «песочных часов»). Её боковые грани являются областями, подвергшимися наибольшей деформации. Наряду с этим необходимо подчеркнуть, что деформация также развивается и внутри других «разрешенных» областей, а не только внутри «ковочного креста». Таким образом, деформацию можно квалифицировать как неоднородную, но не как локализованную. Повторное сжатие одного и того же образца относительно новой оси усложняет условие обеспечения совместности деформации. В отличие от первой осадки, структура и текстура образца не являются однородными по объёму (среда не изотропна). Макроскопическое распределение деформации, призванное обеспечить сохранение сплошности образца как целого, определяется теперь не только наличием контактного трения на бойках, но и неоднородностью структуры. Дополнительный фактор оказывает влияние на скорость деформации в «разрешенных» областях, усиливает её неоднородность и приводит к тому, что «бочка» получается «кривая» (рис. 3.36). Опять следует отметить, что деформация опять является всего лишь неоднородной, но не локализованной. Как отмечалось в предыдущем разделе настоящей главы, существует ещё один, третий фактор, влияющий на однородность деформации при «abc»-деформации. Накопление критической плотности дислокационных границ, способных к «рассыпанию» при изменении оси деформирования, приводит в определенный момент к появлению «лавины» дислокаций, мощности которой достаточно для макроскопической локализации деформации в макрополосе сдвига (рис. З.Зв). Следует отметить принципиально отличие пространственной формы макрополосы СДВИГР от «ковочного креста» (в первом приближении, соответственно, «пластина» и «бипирамида»). Деформация теперь является локализованной, а не неоднородной. Как отмечалось выше, пластическое течение в этом случае осуществляется в новых условиях - ускорения деформации и низкого деформационного упрочнения. В связи с этим, возможно, макрополоса сдвига есть неизбежная форма осуществления деформации образца в новых, особых условиях (даже при отсутствии перекоса бойков). Одним из заметных макроскопических последствий образования макрополосы сдвига является изменение угловых соотношений заготовок -превращение их продольных сечений из прямоугольника в параллелограммы (рис. З.Зв-д). Однако вклад сдвиговой компоненты в общую деформацию (по высоте) невелик. На рис. З.Зв-д изменение угла между высотой и шириной образца составило, соответственно, примерно 8, 6 и 4. Из 15% деформации, изменение высоты вследствие сдвига составило, соответственно, примерно 1,0%, 0,5% и 0,2%. Изменение этого угла после деформации на 40% (рис. 3.76, в), составило, соответственно, 14 и 11, а высоты заготовки - 3,0% и 1,8%. Это немного, однако наличие сдвиговой компоненты, пусть даже небольшой, означает, что тензор напряжений в этом случае не совпадает с тензором напряжения для одноосного сжатия. Как следствие, следует ожидать некоторого отличия текстуры внутри макрополосы от текстуры, формируемой при простой осадке. Поскольку вклад сдвига в общую деформацию не очень велик, образование макрополосы (и особенно её распространение по объёму образца), как и при «обычной» осадке приводит к макроскопическому массопереносу в направлении, перпендикулярном оси осадки. Образуется даже «бочка» - в местах контакта макрополосы с боковыми гранями имеет место значительное изгибание образца (рис. З.Зв-д). Таким образом, имеет место ещё одно принципиальное отличие между макрополосой сдвига и «ковочным крестом» в выполняемой ими функции. Назначение макрополосы - не обеспечение совместности деформации между деформирующимися и недеформирующимися областями, как у «ковочного креста», а обеспечение всего формоизменения заготовки. При этом, разумеется, должна сохраняться сплошность материала между активно деформирующейся полосой недеформирующимся остальным объёмом. Это условие определяет макроскопические размеры полосы и тот факт, что она распространяется примерно по диагонали, практически по прямой, через области с весьма различной структурой и текстурой (рис. 3.3 в-д, 3.76, в). Разумеется, неоднородность структуры, несомненно, влияет на распространение макрополосы. Одним из проявлений этого является неоднородность контраста (а, следовательно, и структуры), внутри макрополосы. Кроме того, макроскопическая неоднородность структуры может способствовать включению дополнительных макрополос, необходимых для обеспечении совместности деформации уж очень неоднородной структуры. Так на рис. 3.76 угадывается наличие трех макрополос. Скорее всего, одна из них (наиболее интенсивная) является основной, две других - вспомогательными. Дополнительные макрополосы могут включаться не одновременно с основной. Если дополнительные макрополосы являются достаточно мощными, они могут образовать дополнительное «плато» на деформационной кривой. В этом случае последняя может иметь ступенчатый вид (шестая и десятая осадки в серии «В» - рис. 3.1 в).
