Особенности локализации и стадийности пластической деформации субмикрокристаллического армко-железа с полосовой фрагментированной субструктурой

Особенности локализации и стадийности пластической деформации субмикрокристаллического армко-железа с полосовой фрагментированной субструктурой

А.В. Панин1, А.А. Сон1’ 2, Ю.Ф. Иванов3, В.И. Копылов4

1 Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634021, Россия

2 Томский политехнический университет, Томск, 634050, Россия

3 Институт сильноточной электроники СО РАН, Томск, 634021, Россия 4 Физико-технический институт НАН Беларуси, Минск, 220141, Беларусь

Исследованы закономерности локализации пластической деформации при растяжении образцов субмикрокристаллического армко-железа, имеющих полосовую фрагментированную субструктуру. Установлено, что пластическое течение субмикрокристал-лического армко-железа в условиях полосовой фрагментированной субструктуры оказывается локализованным вблизи галтельных переходов у головок образцов и реализуется путем распространения мезо- и макрополос пластической деформации. Кривые течения характеризуются короткой стадией сильного деформационного упрочнения и последующим протяженным участком падения деформирующего напряжения. Стадия деформационного упрочнения на кривой ст-е соответствует появлению системы мезополос локализованной деформации. Снижение деформирующего напряжения обусловлено распространением макрополос. Показано, что пока сохраняется полосовая фрагментированная структура, имеют место сильная локализация деформации и низкая пластичность субмикрокристаллических материалов. При разрушении полосовой фрагментированной структуры в процессе термического отжига в пластическое течение вовлекается весь обьем материала, и кривая «напряжение - деформация» приобретает нормальный вид.

1. Введение

Низкая пластичность материалов с нано- и субмик-рокристаллической структурой хорошо известна в литературе [1-3]. Она связана с быстрым развитием локализации деформации на мезо- и макромасштабных уровнях. Однако сильная неоднородность внутренней структуры в обьеме субмикрокристаллических материалов не позволяет предложить четкую классификацию связи степени и характера субмикрокристалличности материала с поведением его кривой «напряжение - деформация».

Для детального исследования характера макролокализации и ее влияния на последующее разрушение нагруженных образцов представляет интерес изначально сформировать полосовую фрагментированную структуру в материале путем предварительной интенсивной пластической деформации. В качестве метода интенсивной деформации было выбрано равноканальное угловое прессование, позволяющее в зависимости от режима легко создавать любой тип дислокационных субструктур [4].

Наиболее подходящим материалом для исследований является армко-железо, имеющее ОЦК-решетку. В таких материалах, обладающих наибольшим числом плоскостей скольжения и высокой энергией дефекта упаковки, дислокации не расщеплены и легко перестраиваются из одной конфигурации в другую, т.е. коллективные эффекты в дислокационных ансамблях реализуются наиболее просто. По этим причинам ОЦК-металлы особенно склонны к фрагментации, и в ходе пластической деформации в них легко формируется хорошо выраженная полосовая фрагментированная структура [5].

Отжиг образцов субмикрокристаллического армко-железа при постепенно повышающейся температуре вплоть до первичной рекристаллизации позволяет выявить связь эволюции полосовой фрагментированной субструктуры с развитием пластической деформации на микро-, мезо- и макромасштабном уровнях. Это, в свою очередь, дает возможность выявить роль полосовой фрагментированной субструктуры в поведении кривой «напряжение - деформация».

© Панин А.В., Сон А.А., Иванов Ю.Ф., Копылов В.И., 2004

К настоящему времени структура, свойства и механическое поведение субмикрокристаллического армко-железа подробно изучены в работах [6-12]. Было показано, что наряду с малым размером зерен значительный вклад в увеличение прочностных свойств вносит дефектная структура границ зерен, которая связана с высокими упругими напряжениями, повышенной плотностью зернограничных дислокаций и значительными искажениями кристаллической решетки в приграничных областях. В то же время, материалы с полосовой фрагментированной структурой обладают чрезвычайно низкой пластичностью: пластическая деформация локализуется практически с самого начала нагружения и развивается без деформационного упрочнения.

Низкотемпературный отжиг, направленный на релаксацию упругих напряжений в зернограничных областях, является основным способом увеличения пластичности субмикрокристаллических материалов. Снижение барьера для движения дислокаций к границам зерен обусловливает повышение пластичности и возможность деформационного упрочнения в субмикрокристалличес-ких металлах. К сожалению, большинство работ по отжигу субмикрокристаллического армко-железа ограничено исследованием их термостабильности путем измерения их микротвердости [6, 9, 11, 12]. Тем не менее в [11] было показано, что кратковременный отжиг позволяет увеличить прочностные характеристики образцов субмикрокристаллического армко-железа: при температуре 673 К предел текучести увеличивается на ~35 %. При дальнейшем увеличении температуры отжига прочность материала монотонно снижается аналогично твердости.

Данная работа посвящена систематическому исследованию влияния полосовой фрагментированной структуры материала на характер локализации деформации и механические свойства субмикрокристаллического армко-железа. Внутреннюю структуру исследуемых образцов варьировали за счет режимов равноканального углового прессования или их последующего отжига в широком интервале температур.

2. Материалы и методика эксперимента

В работе исследовали технически чистое армко-же-лезо (0.014 % О2, 0.008 % С и 0.0017 % К), подвергнутое

изотермическому отжигу при температуре 953 К в тече-

ние 2.5 часов. Полосовую фрагментированную структуру в образцах армко-железа создавали путем равно-

канального углового прессования при комнатной тем-

пературе в специальной оснастке, состоящей из двух пересекающихся под углом 2ф = 90° каналов с одинаковыми поперечными сечениями. В результате равноканального углового прессования получали бруски длиной 70 мм и поперечным сечением 14x14 мм.

Равноканальное угловое прессование выполняли по двум различным режимам деформирования: при первом

режиме ориентация заготовки оставалась неизменной (маршрут А по классификации [1]), а при втором режиме после каждого прохода заготовку поворачивали вокруг ее продольной оси на 90° (маршрут В). Количество проходов составляло N = 4 и 12. Истинная степень деформации, рассчитанная по формуле е = arcsh (Ж^ ф), достигала е = 2.09 ^ = 4) и 3.18 ^ = 12).

Затем часть образцов, полученных в результате равноканального углового прессования, подвергали изотермическому отжигу при температурах 523, 623 и 723 К в вакууме в течение 1 часа.

Образцы для механических испытаний в форме двусторонней лопатки с размерами рабочей части 2x1x12 мм вырезали вдоль длинной стороны бруска (плоскость течения) методом электроискровой резки. Испытания на одноосное статическое растяжение с автоматической записью кривых нагружения проводили при комнатной температуре на установке ИМАШ-2078 со скоростью V = 1.3-10-6 м/с.

Эволюцию деформационного рельефа поверхности образцов армко-железа при различных степенях деформации изучали с помощью оптико-телевизионного измерительного комплекса TOMSC. Микроструктуру образцов исследовали просвечивающим электронным микроскопом ЭМ-125.

Измерения микротвердости образцов выполняли на микротвердомере ПМТ-3 с использованием пирамидки Виккерса. Нагрузка на индентор составляла 100 г.

3. Экспериментальные данные

3.1. Характер локализации пластического течения армко-железа с полосовой фрагментированной структурой

3.1.1. Микроструктура образцов, полученных при различных режимах равноканального углового прессования

Исследования, проведенные с помощью просвечивающего электронного микроскопа, показали, что внутри зерен исходного армко-железа (средний размер зерна ~50 мкм) наблюдается субструктура в виде хаотически расположенных дислокаций (рис. 1, а). Их скалярная плотность составляет 1.5 -108 см-2. По границам зерен обнаруживаются прослойки второй фазы (рис. 1, б). Анализ темнопольных изображений с последующим индицированием микроэлектронограмм (рис. 1, в) показал, что прослойки сформированы карбидом железа состава Fe3C (цементит).

Тип дефектной субструктуры, формирующейся в образцах армко-железа в результате равноканального углового прессования, и ее количественные параметры определяются режимом деформирования и числом проходов. Преобладающим типом субструктур являются микрополосы деформации, разделенные субграницами на фрагменты анизотропной формы (рис. 2). Внутри полос

#

#

деформации между соседними фрагментами наблюдается малоугловая разориентация, в то время как между микрополосами — мало- и большеугловая разориентация.

Увеличение числа проходов приводит к уменьшению продольных I и поперечных d размеров фрагментов (рис. 2, а и б). При деформировании по маршруту А

при 4 проходах в плоскости течения I = 800 нм и d = = 130 нм, а при 12 проходах I = 300 нм и d = 60 нм. При деформировании по маршруту В коэффициент анизотропии оказывается гораздо меньше: после 4 проходов продольные и поперечные размеры составляют 1050 и 350 нм соответственно (рис. 2, в). Кроме того, при деформировании по маршруту В наблюдаются области с

Рис. 2. ПЭМ-изображения субструктур, сформированных в армко-железе в результате равноканального углового прессования: маршрут А, 4 прохода (а); маршрут А, 12 проходов (б); маршрут В, 4 прохода (в, г); х35000: ПП — продольная плоскость, ПоП — поперечная плоскость, ПТ — плоскость течения

Рис. 3. Оптическое изображение поверхности образца субмикрокристаллического армко^е (режим А, 12 проходов), подвергнутого растяжению на е = 6 %. Размер изображения 19.5x2.2 мм

квазиравноосными субзернами, обьемная доля которых составляет ~30 % (рис. 2, г).

3.1.2. Особенности развития пластического течения при растяжении

Пластическая деформация при растяжении образцов рекристаллизованного армко^е зарождается путем распространения полосы Чернова-Людерса, а затем развивается однородно на всей рабочей части нагруженного образца вплоть до образования шейки. Формирование полосовой фрагментированной структуры в процессе равноканального углового прессования обусловливает сильную локализацию пластического течения образцов субмикрокристаллического армко^е. Независимо от количества проходов и режимов равноканального углового прессования образцы деформируются только вблизи одной или двух головок (рис. 3).

При степени деформации е ~ 0.3 % на лицевой поверхности и боковой грани нагруженных образцов появляются мезополосы локализованной деформации шириной ~70 мкм (рис. 4, а, г). Они зарождаются у головок

образца и при дальнейшем нагружении распространяются в направлениях максимальных касательных напряжений. При е > 1.3 % в зоне мезополос формируются более крупные макрополосы, также ориентированные под углом 45° к оси нагружения (рис. 4, б, в, д, е). В некоторых случаях наблюдается распространение двух параллельных (рис. 4, в), а в других — двух сопряженных макрополос (рис. 4, е) в виде диполя и креста соответственно. Скорость движения макрополос составляет ~ 3 • 10-5 м/с. Ширина макрополос постепенно увеличивается с ростом степени деформации и при е = 5 % достигает ~350 мкм.

Развитие макрополос обусловливает глобальную потерю сдвиговой устойчивости нагруженного образца и его вязкое разрушение. Независимо от характера локализации деформации (параллельные или сопряженные макрополосы), обе части нагруженного образца испытывают сдвиг друг относительно друга вдоль одной из полос в противоположных направлениях максимальных касательных напряжений (ттах). Завершается этот процесс развитием внутри макрополосы магистральной

Рис. 4. Различные виды распространения мезо- и макрополос локализованной деформации, е = 3 (а, г), 4 (б, д) и 5 % (в, е). Размер изображений 5.7 х 2.6 мм

Рис. 5. ПЭМ-изображения мезополосы; армко-железо, подвергнутое равноканальному угловому прессованию

трещины, которая обусловливает разрушение материала вдоль направления т тах.

Микроструктурные исследования обнаружили внутри мезополос локализованной деформации дислокационные границы, ориентированные под углом ~40° к продольной оси образца. Пересечение такими границами деформационных полос формирует новые микрополосы, направленные под определенным углом к исходно существовавшим микрополосам (рис. 5, а). Кроме этого, в областях материала, прилегающих к вновь образованным микрополосам, часто наблюдается существенное измельчение субзеренной структуры (рис. 5, б). Формирующиеся субзерна имеют квазиравноосную форму, средний размер составляет ~240 нм.

В процессе развития макрополос локализованной деформации полосовая фрагментированная структура в образце разрушается и образуется сетчатая дислокационная субструктура (рис. 6, а). Скалярная плотность дислокаций внутри макрополос невелика и составляет 3 • 109 см-2. Наряду с этим в макрополосах деформации часто наблюдаются области, не имеющие какой-либо субструктуры (рис. 6, б). Наличие тонких экстинкци-онных контуров в этих областях указывает на высокий уровень в них кривизны-кручения кристаллической решетки.

Кроме того, в результате растяжения в макрополосах происходит выделение частиц карбидной фазы. Данные частицы расположены вдоль границ деформационных полос и имеют вид прослоек (рис. 6, в).

Разупрочнение материала внутри макрополосы локализованной пластической деформации подтверждается значительным уменьшением в ней микротвердости (риа 7).

3.1.3. Исследование механических характеристик

Дюрометрические исследования показали, что микротвердость исходного армко-железа составляет 1 580 МПа. С увеличением количества проходов равноканального углового прессования от 4 до 12 по маршруту А микротвердость возрастает от 2300 до 2900 МПа.

Однако максимальной микротвердостью (3 000 МПа) характеризуются образцы субмикрокристаллического армко-железа, полученного при 4 проходах по маршруту В (табл. 1).

Рис. 6. ПЭМ-изображения макрополосы и микроэлектронограмма; армко-железо, подвергнутое равноканальному угловому прессованию

Рис. 7. Раснределение микротвердости в макронолосе локализованной деформации; армко-железо, нодвергнутое равноканальному угловому нрессованию (режим B, 4 нрохода) и носледующему растяжению на є = 15 %

Формирование в результате равноканального углового прессования полосовой фрагментированной структуры приводит к существенному изменению вида кривых «напряжение - деформация». На кривой а-е исчезает площадка текучести, кривые течения образцов характеризуются сильным деформационным упрочнением при небольших степенях деформации, которое сменяется протяженным участком падения деформирующего напряжения (рис. 8).

Анализ рис. 8 показывает, что прочность и пластичность исследуемых образцов армко^е при активном нагружении зависят от режима равноканального углового прессования: чем больше количество проходов, тем сильнее увеличивается прочность и уменьшается пластичность. Оптимальное сочетание предела прочности и пластичности наблюдается в случае 4 проходов по режиму В.

3.2. Влияние низкотемпературного отжига на характер пластического течения субмикрокристаллического армко-железа

3.2.1. Результаты микроструктурных исследований

Низкотемпературный отжиг (при температурах (0.2^0.4) Грекр ) позволяет в широких пределах изменять внутреннюю структуру исследуемых образцов. Сравне-

Рис. 8. Кривые 0-8 образцов армко-железа

ние рис. 2, в и рис. 9, а показывает, что термообработка при 523 K не влияет на полосовую фрагментированную субструктуру, сформированную в образцах армко-желе-за в результате предварительного равноканального углового прессования. Плотность дислокаций в субзернах, по-прежнему, составляет ~ 3 • 1010 см-2. Увеличение температуры отжига до 623 K вызывает повсеместное образование равноосных субзерен со средним размером ~410 нм (рис. 9, б). При этом микрополосы деформации уже практически не выявляются. Отжиг при температуре 723 K приводит к рекристаллизации с образованием зеренной структуры (рис. 9, в).

3.2.2. Особенности развития пластического течения Термический отжиг при 523 K в течение 1 часа не влияет на быструю локализацию деформации нагруженных образцов армко-железа, имеющих полосовую фрагментированную структуру, однако существенно изменяет характер последующего развития пластического течения. Деформация, зародившись у головок образца, при последующем нагружении распространяется вдоль рабочей части (рис. 10, а и в). Исключение составляют лишь образцы, полученные при 12 проходах по режиму А (рис. 10, б). Однако независимо от режима равноканального углового прессования при степени деформации 8 > 4 % деформация снова локализуется. Последнее проявляется в развитии мезо-, а затем и макрополос

Таблица 1

Микротвердость образцов армко-железа

После равноканального углового нрессования, МПа После равноканального углового нрессования и носледующего отжига нри различных темнературах, МПа 523 K 623 K 723 K

4 нрохода но режиму A 2300 2010 1890 1300

12 нроходов но режиму A 2900 2200 1900 1350

4 нрохода но режиму B 3 000 2 300 2020 1300

Рис. 9. ПЭМ-изображения образцов армко-железа, подвергнутого равноканальному угловому прессованию

деформации, приводящих к возникновению шейки и дальнейшему разрушению материала.

Несмотря на то, что с ростом температуры отжига до 623 К степень вовлечения рабочей части нагруженных образцов в процесс пластического течения увеличивается, в них сохраняется быстрая локализация деформации (рис. 11). По-прежнему, лишь образцы, полученные прессованием по режиму А, 12 проходов, характеризуются отсутствием какого-либо деформационного рельефа, кроме мезо- и макрополос локализованной деформации. Отметим, что размеры мезополос в зоне локализации деформации у галтелей значительно укрупняются. Разрушение субмикрокристаллического армко-железа, подвергнутого отжигу при температуре 623 К, также обусловлено развитием магистральной трещины внутри сопряженных марополос.

Наконец, после отжига при 723 К в процесс пластического течения вовлекается вся рабочая часть нагруженных образцов. Независимо от режима предварительного равноканального углового прессования полоса Людерса зарождается у головки образца и распространяется вдоль всей рабочей части. Следует отметить, что полоса Людерса распространяется дискретно, то есть сначала происходит распространение локализованных очагов деформации в виде полос, а потом образец деформируется между полосами. Примерно в центре рабочей части нагруженных образцов наблюдается переориентация фронта полосы Людерса, сопровождающаяся развитием сопряженных аккомодационных мезополос (рис. 12). После того как вся деформация прошла от одной головки до другой, образцы армко-железа продолжают деформироваться однородно с образованием плавно сужающейся шейки. Разрушение материала происходит нормальным отрывом.

3.2.3. Исследование механических характеристик

Значения микротвердости образцов армко-железа, подвергнутых равноканальному угловому прессованию по различным режимам деформирования и последующей термической обработке, приведены в таблице 1. Из таблицы 1 видно, что независимо от режима обработки и количества проходов с увеличением температуры отжига величина микротвердости уменьшается.

Низкотемпературный отжиг образцов армко-железа, подвергнутых предварительному равноканальному угловому прессованию, не изменяет форму кривых а-е, но вызывает рост прочностных свойств. При этом термообработка вплоть до 623 К увеличивает предел прочности образцов, полученных по маршруту А и имеющих ярко выраженную полосовую фрагментированную структуру (рис. 13, а и б). Отжиг образцов с более изотропной структурой, имеющей до 30 % квазиравноос-ных субзерен, уже при 623 К обусловливает снижение прочностных характеристик (рис. 13, в). Дальнейшее повышение температуры отжига до 723 К приводит к появлению на кривой течения «подобия» площадки текучести и участков параболического и слабого линейного упрочнения, обусловливающих значительный рост пластичности. При этом после отжига при 723 К переделы текучести и прочности, а также пластичность материала оказываются существенно выше соответствующих характеристик исходного армко-железа.

4. Обсуждение экспериментальных данных

Пластическая деформация нагруженных твердых тел не способна реализоваться под действием средних приложенных напряжений. Зародившись на концентраторах напряжений, пластическое течение распространяется сугубо локально как релаксационный процесс в виде потока дефектов различных масштабов. Так, движение индивидуальных дислокаций есть локализация

Рис. 10. Оптические изображения поверхности образцов армко-железа, подвергнутых равноканальному угловому прессованию и последующему отжигу при Т = 523 К: а — режим А, 4 прохода, 8 = 9 %; б — режим А, 12 проходов, 8 = 7 %; в — режим В, 4 прохода, 8 = 6 %

пластического течения на микромасштабном уровне. На более высоких масштабных уровнях локализация деформации проявляется в виде мезо- и макрополос. Базовым концентратором напряжений является переходная часть «головка - рабочая часть образца», на которой сосуществуют области, испытывающие различную степень упругой деформации.

Принято считать, что влияние захватов испытательной машины на пластическую деформацию нагруженного образца исключается за счет создания галтелей с радиусом, превышающим ширину рабочей части. Однако теоретические расчеты [13, 14] показали, что на границе раздела двух упругонапряженных сред, испытывающих различную степень деформации, всегда имеет место осциллирующий характер распределения нор-

мальных и касательных напряжений. Величина локальных напряжений определяется граничными условиями. Например, в местах стыков трех зерен в нагруженных поликристаллах локальные напряжения максимальны и могут существенно превышать средние приложенные напряжения. По мере удаления от точек тройных стыков амплитуда осцилляции локальных напряжений уменьшается.

Несмотря на то, что в работе [13] расчет выполнен только для упругих напряжений, модель качественно сохраняется и в области пластической деформации. Во-первых, релаксация осциллирующих концентраторов напряжений на границе «головка - рабочая часть образца» компенсируется непрерывным нагружением образца. Во-вторых, определяющая роль максимальных каса-

Рис. 11. Оптические изображения поверхности образцов армко-железа, подвергнутых равноканальному угловому прессованию и последующему отжигу при Т = 623 К: а — режим А, 4 прохода, 8 = 11 %; б — режим А, 12 проходов, 8 = 7 %; в — режим В, 4 прохода, 8 = 4 %

Рис. 12. Оптические изображения поверхности образцов армко-железа, подвергнутых равноканальному угловому прессованию и последующему отжигу при Т = 723 К: а — режим А, 4 прохода, 8 = 2, 2.5 и 3 %; б — режим А, 12 проходов, 8 = 1, 1.5 и 3 %; в — режим В, 4 прохода, 8 = 1.5, 2 и 3 %

тельных напряжений в развитии деформации на мезо-и макромасштабных уровнях обусловливает сильно выраженную неоднородность потоков дефектов как в поверхностном слое, так и в объеме образца. Поэтому в условиях заданной ориентации оси нагружаемого образца всегда будет поддерживаться различие упругих деформаций на границе раздела «головка - рабочая часть образца». Таким образом, захват как базовый концентратор напряжений должен непрерывно генерировать потоки дефектов структуры в поверхностном слое образца на всем протяжении его пластической деформации [15].

Равноканальное угловое прессование обусловливает накопление в материале большого количества дефектов кристаллической структуры и формирование высоконеравновесных субграниц с высокой запасенной энергией, являющихся источниками упругих дальнодейст-вующих напряжений [11]. Кроме того, при интенсивной пластической деформации происходит растворение частиц карбидов, в небольших количествах присутствующих в армко-железе, что также приводит к повышению внутренних напряжений за счет роста эффективности твердорастворного упрочнения. В этом случае дислокационная деформация оказывается исчерпанной уже в процессе равноканального углового прессования, и при последующем нагружении определяющими становятся эффекты коллективного движения дефектов различного типа, неустойчивости внутренней структуры, наличие в материале высоких (сопоставимых с теоретической прочностью) локальных напряжений, их гради-

ентов. При достижении критического уровня мезокон-центраторов напряжений происходит их релаксация путем распространения по направлениям максимальных касательных напряжений мезополос локализованной деформации. Сместившиеся атомы, срелаксировав упругие поля в месте зарождения мезополосы, генерируют упругие поля напряжений в ее вершине, формируя тем самым новый концентратор напряжений. Таким образом, под действием пластической деформации сре-лаксированный концентратор напряжений переносится в вершину полосы и непрерывно восстанавливается. Благодаря этому мезополосы локализованной пластической деформации непрерывно распространяются в диссипативной среде.

Движение мезополосы в нагруженном образце сопровождается материальным поворотом и аккомодируется за счет разворота соседних мезообъемов. Как показано в [16], в процессе разворота каждый мезо-объем формирует новый концентратор напряжений, релаксация которого обусловливает распространение мезополос в сопряженном направлении. В результате такого процесса образец покрывается сеткой мезополос.

Полосовая фрагментированная субструктура, сформированная в образцах армко-железа в результате равноканального углового прессования, имеет низкую способность к аккомодации материальных поворотов сдвигов в мезополосах из-за высокой анизотропии фрагментов. Поэтому она является эффективным барьером для распространения деформации по всей рабочей части нагруженного образца. При дальнейшем нагружении

а, МПа 1 N. б

600 1

450 г \

300 \ 5

150 , 1 . I , I . 1

0 10 20 30 40 8,%

Рис. 13. Кривые а-е образцов исходного армко-железа (1), подвергнутого равноканальному угловому прессованию (2) и последующему отжигу при температурах 523 (3), 623 (4) и 723 К (5): а — маршрут А, 4 прохода; б — маршрут А, 12 проходов; в — маршрут В, 4 прохода

вслед за мезополосами у головки образца зарождается макрополоса локализованной деформации. Движение макрополосы в направлении максимальных касательных напряжений в значительной степени изгибает ось образца и вызывает появление на противоположной боковой стороне части образца изгибающих напряжений. Релаксация последних генерирует встречную макрополосу, восстанавливая ось нагруженного образца.

При подобном самосогласованном развитии макрополос величина поворотной моды деформации оказывается незначительной. При дальнейшем нагружении происходит удлинение образца за счет утонения материала в данной зоне. Однако когда вторичная полоса

не успевает компенсировать материальный поворот, создаваемый первичной макрополосой, то в более развитой макрополосе происходит зарождение магистральной трещины, обусловливающей макроскопическое разрушение образца.

Наряду с диполем параллельных макрополос, распространяющихся навстречу друг другу, макролокализация может проявляться в виде креста. Область локализации пластической деформации в случае креста существенно увеличивается. Поскольку удлинение образца происходит в основном за счет деформации внутри макрополос, то и ресурс пластичности материала в этом случае оказывается более высоким.

Наличие мезо- и макрополос локализованной деформации и характер их эволюции в ходе нагружения образца определяют вид кривых а-е и механические свойства субмикрокристаллического армко-железа. В процессе развития мезополос происходит существенное измельчение субзеренной структуры за счет формирования новых микрополос. Последнее обусловливает высокие значения деформационного упрочнения, а следовательно, и увеличение прочности материала.

Напротив, макрополосы разрушают субмикрокрис-таллическую структуру, сформированную в результате равноканального углового прессования. Образование в макрополосе областей, не содержащих границ субзерен, обусловливает сильно выраженное разупрочнение нагруженных образцов. Кроме того, макролокализация приводит к уменьшению объема материала, одновременно участвующего в пластическом течении. Две части образца смещаются относительно друг друга вдоль макрополосы, что существенно снижает внешние деформирующие напряжения. Наконец, активное выделение частиц карбидной фазы, обнаруженное в результате микро-структурных исследований, должно сопровождаться снижением прочностных характеристик материала за счет разупрочнения твердого раствора и разблокирования дислокаций. Учитывая, что углерод обусловливает сильное твердорастворное упрочнение армко-же-леза, естественно ожидать существенный вклад выделения карбидной фазы в снижение прочности образца в процессе макролокализации.

Как отмечалось выше, субмикрокристаллические материалы находятся в сильнонеравновесном состоянии, проявляющемся в высоком уровне внутренних напряжений и искажений кристаллической решетки. Термический отжиг при 523 К не приводит к заметному изменению полосовой фрагментированной структуры, однако обусловливает повышение диффузионной активности их границ. Последнее сопровождается зернограничным возвратом, то есть границы субзерен переходят в более равновесное состояние. Релаксация упругих напряжений в приграничных областях вызывает снижение барьера для развития сдвигов через границы субзерен,

следствием чего является возможность его деформационного упрочнения. Поэтому несмотря на уменьшение микротвердости исследуемых образцов под действием термического отжига наблюдается увеличение их прочности и пластичности.

В образцах армко-железа, подвергнутых равноканальному угловому прессованию по режиму В, дефектная субструктура не является фрагментированной и поэтому характеризуется меньшей термостабильностью. В результате отжига таких образцов при 623 К их прочность начинает снижаться. Можно ожидать, что создав полосовую фрагментированную структуру и закрепив ее дисперсными частицами, можно будет эффективно использовать барьерный эффект полосовой субструктуры при высоких температурах.

Лишь после отжига при 723 К в исследуемых образцах армко-железа, независимо от режима предварительного равноканального углового прессования, протекают рекристаллизационные процессы, приводящие к формированию равноосных зерен (3-5 мкм). Однако при нагружении данной структуры деформация, зародившись на захвате, распространяется вдоль рабочей части отдельными очагами. Аналогичное движение фронта полосы Людерса путем эстафетного распространения пачек полос скольжения, между которыми образец первоначально оставался недеформированным, наблюдалось в [17]. Последующее увеличение объема материала, испытывающего пластическое течение внутри полосы Людерса, проявляется в слабом росте сопротивления деформации на «стадии текучести» вместо традиционной площадки текучести (см. рис. 13, кривая 5). Дискретный характер распространения полосы Людерса, а также механизм переориентации фронта Людерса будут подробно описаны в следующей работе.

Вследствие малого размера зерна предел текучести образцов армко-железа, подвергнутых равноканальному угловому прессованию и последующему отжигу при 723 К, оказывается существенно выше, чем в исходном поликристаллическом армко-железе, что согласуется с соотношением Холла-Петча. Деформация мелких равноосных зерен без макролокализации обусловливает увеличение протяженности стадии слабого линейного упрочнения, что и обеспечивает одновременный рост как предела прочности, так и пластичности материала. Подобное сочетание высокого уровня прочностных свойств и пластичности (ав ~ 950 МПа, е = 60 %) достигалось в [9] при отжиге при 673 К образцов суб-микрокристаллического армко-железа, полученных равноканальным угловым прессованием и последующей деформацией кручением.

5. Заключение

В представленной работе исследована роль полосовой фрагментированной субструктуры в развитии ло-

кализации пластической дефомации субмикрокристал-лического армко-железа с полосовой фрагментированной субструктурой. Получены следующие результаты:

1. Тип дефектной субструктуры, формирующейся в армко-железе в результате равноканального углового прессования, и ее количественные параметры определяются режимом деформирования и числом проходов. В образцах субмикрокристаллического армко-железа преобладающим типом субструктур являются микрополосы деформации, разделенные субграницами на фрагменты анизотропной формы. Увеличение числа проходов приводит к уменьшению продольных и поперечных размеров фрагментов.

2. Полосовая фрагментированная субструктура является эффективным барьером для развития сдвиговой деформации на микро- и мезомасштабном уровнях. Пластическое течение реализуется путем развития мезо-и макрополос около одной либо обеих головок образца, в то время как его рабочая часть остается практически недеформируемой. Внутри мезополос обнаружены микрополосы, ориентированные под углом 40° к исходно существовавшим микрополосам деформации, сформированным предварительным равноканальным угловым прессованием. В соседних областях наблюдается существенное измельчение субзеренной структуры и формирование зерен квазиравноосной формы. В макрополосе полосовая фрагментированная структура полностью разрушается: происходит образование сетчатой дислокационной структуры, а также наблюдаются области, не имеющие какой-либо субструктуры. Наряду с этим в результате растяжения в мезо- и макрополосах происходит выделение частиц карбидной фазы.

3. Макролокализация может проявляться в виде диполя двух параллельных макрополос, распространяющихся во встречных направлениях максимальных касательных напряжений, либо в виде креста из двух пересекающихся диполей. Разрушение образца обусловлено развитием внутри макрополосы магистральной трещины вдоль направления ттх.

4. Вид кривых «напряжение - деформация» субмик-рокристаллического армко^е определяется характером распространения мезо- и макрополос локализованной деформации. Первоначальная стадия высокого деформационного упрочнения на кривой а-е соответствует появлению системы мезополос. Стадия интенсивного снижения сопротивления деформации обусловлена развитием макрополос. В условиях сильно выраженной локализации деформации на мезо- и макромасштабном уровнях основной объем рабочей части образца не вовлекается в пластическое течение. Это обусловливает существенное снижение пластичности субмикрокрис-таллического железа с полосовой фрагментированной структурой. Высокий ресурс прочности такого материала непосредственно после равноканального углового прессования оказывается неиспользованным.

5. Низкотемпературный отжиг субмикрокристалли-ческого армко-Fe при 523 и 623 K приводит к перестройке полосовой фрагментированной структуры, что обусловливает более однородное распределение пластического течения в рабочей части образца, к возникновению эффекта упрочнения при отжиге и увеличению прочностных характеристик. Отжиг при температуре 723 K приводит к формированию равноосной мелкозернистой структуры, фронтальному распространению полосы Людерса и развитию на кривой ст-е «стадии текучести». В процессе движения полосы Людерса наблюдается переориентация ее фронта, сопровождающаяся развитием аккомодационных мезополос. В результате отжига при 723 K возможно одновременное увеличение как предела прочности, так и пластичности материала по сравнению с образцами поликристалли-ческого армко-железа.

Литература

1. ВалиевР.З., АлександровИ.В. Наноструктурные материалы, полу-

ченные интенсивной пластической деформацией. - М.: Логос, 2000. - 272 с.

2. Сегал В.М., Резников В.И., Копыглов В.И. и др. Процессы структу-рообразования при пластической деформации металлов. - Минск: Наука и техника, 1994. - 221 с.

3. Гусев А.И., Ремпель А.А. Нанокристаллические материалы. - М.: Физматлит, 2000. - 224 с.

4. NakashimaK., Horita Z., NemotoM., Langdon T.G. Influence of chan-

nel angle on the development of ultrafine grains in equal-channel angular pressing // Acta Materialia. - 1998. - V. 46. - No. 5. - P. 15891599.

5. Рыбин В.В. Большие пластические деформации и разрушение металлов. - М.: Металлургия, 1986. - 224 с.

6. Чащухина Т.И., Дегтярев М.В., Воронова Л.М., Давыдова Л.С., Пилюгин В.П. Влияние способа деформации на изменение микротвердости и структуры армко-железа и конструкционной стали

при деформировании и последующем отжиге // Физика металлов и металловедение. - 2001. - Т. 91. - № 5. - С. 75-83.

7. Иванисенко Ю.В., Корзников А.В., Сафаров И.М., Мышляев М.М., Валиев Р.З. Формирование субмикрокристаллической структуры в железе и его сплавах при больших пластических деформациях // Металлы. - 1995. - № 6. - С. 126-131.

8. Васильева Л.А., Гордиенко А.И., Копыглов В.И., Малашенко Л.М., Новикова О.В. Формирование ультрадисперсной структуры ОЦК-железа при интенсивном сдвиговом деформировании // Известия АН Беларуси. Серия физико-технических наук. - 1995. - № 2. -С. 42-45.

9. Исламгалиев Р.К., Пыгшминцев И.Ю., Хотинов В.А., Корзни-ковА.В., Валиев Р.З. Механическое поведение ультрамелкозер-нистого армко-железа // Физика металлов и металловедение. -1998. - Т. 86. - № 4. - С. 115-123.

10. Valiev R.Z., Ivanisenko Yu.I., Rauch E.F., Buadelet B. Microstructure evolution in armco-iron due to severe plastic deformation // Acta Mater. - 1996. - V. 44. - No. 12. - P. 4705-4712.

11. Иванисенко Ю.В., Сиренко А.А., Корзников А.В. Влияние нагрева на структуру и механические свойства субмикрокристаллического армко-железа // Физика металлов и металловедение. - 1999. -Т.87.- № 4. - С. 78-83.

12. Фирстов С.А., Даниленко Н.И., Копылов В.И., Подрезов Ю.Н. Структурные изменения при больших пластических деформациях в железе и их влияние на комплекс механических свойств // Физика. - 2002. - № 3. - С. 41^8.

13. Гриняев Ю.В., Панин В.Е. Расчет напряженного состояния в упруго напряженном поликристалле // Изв. вузов. Физика. - 1978. -№ 12. - С. 95-101.

14. Макаров П.В. Подход физической мезомеханики к моделированию процессов деформации и разрушения // Физ. мезомех. -1998. - Т. 1. - № 1. - С. 61-81.

15. Панин В.Е. Физическая мезомеханика поверхностных слоев твердых тел // Физ. мезомех. - 1999. - Т. 2. - № 6. - С. 5-23.

16. Панин В.Е., Дерюгин Е.Е., Шмаудер З., Стороженко И.В. Эффекты локализации деформации в композитах на основе Al с включениями ALA // Физ. мезомех. - 2001. - Т. 4. - № 3. - С. 35^7.

17. Цигенбайн А., Плессинг Й, Нойхойзер Х. Исследование мезо-уровня деформации при формировании полос Людерса в монокристаллах концентрированных сплавов на основе меди // Физ. мезомех. - 1998. - Т. 1. - № 2. - С. 5-20.

Features of localization and stage character of plastic deformation of submicrocrystalline armco-iron with the fragmented band substructure

A.V. Panin1, A.A. Son1’ 2, Yu.F. Ivanov3, and V.I. Kopylov4

1 Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS, Tomsk, 634021, Russia

2 Tomsk Polytechnic University, Tomsk, 634050, Russia

3 High-Current Electronics Institute SB RAS, Tomsk, 634055, Russia

4 Physico-Technical Institute NASB, Minsk, 220141, Belarus

The mechanisms of plastic deformation localization in tension of submicrocrystalline armco-iron specimens with the fragmented band substructure are investigated. It is found that plastic flow of submicrocrystalline armco-iron in the conditions of the fragmented band substructure is localized in the vicinity of fillets near the specimen ends. The flow curves are characterized by a short stage of strong strain hardening and successive extended stage of stress drop. The strain hardening stage on the G-e curve corresponds to the appearance of a set of localized deformation mesobands. The stress decrease is due to macroband propagation. It is shown that as long as the fragmented band structure is retained, strong deformation localization and low plasticity take place in submicrocrystalline materials. At failure of the fragmented band structure during thermal annealing the whole material bulk is involved in plastic flow, and the stress-strain curve takes the normal form.