Локализация сдвига при деформации монокристаллов алюминия с ориентацией оси сжатия [001]

Локализация сдвига при деформации монокристаллов алюминия с ориентацией оси сжатия [001]

Л.А. Теплякова, Д.В. Лычагин, Э.В. Козлов

Томский государственный архитектурно-строительный университет, Томск, 634003, Россия

Изучены закономерности формирования картины макросдвига в монокристаллах алюминия с ориентацией оси сжатия [001]. Установлено, что несмотря на высокую симметрию ориентировки с самого начала пластической деформации в этих монокристаллах развивается асимметрия сдвига. Характерной особенностью организации сдвига в них является его локализация на макроуровне. Макролокализация сдвига происходит в объемах монокристалла, плоскости сдвига в которых не ограничены пуансонами испытательной машины. Выявлена корреляция между фрагментацией сдвига и схемой главных напряжений в макрообъемах монокристалла.

1. Введение

К настоящему времени при описании деформируемого твердого тела как методами теории дислокаций, так и механики сплошной среды часто считается, что поведение монокристаллов металлов и сплавов при пластической деформации хорошо изучено и вполне понятно. Формированию такого мнения немало способствовало огромное количество экспериментальных работ, посвященных исследованию закономерностей формирования картины скольжения и эволюции дислокационной структуры, выполненных в последние полвека. Отметим также, что поведение отдельного зерна при описании деформируемого поликристаллического агрегата часто уподобляется поведению монокристалла. Тогда главной становится проблема передачи деформации от зерна к зерну. При этом считается, что поведение монокристалла заведомо известно, понятно и легко описывается. Однако несмотря на кажущуюся простоту монокристалла как объекта, подвергаемого активному нагружению, закономерности и механизмы его формоизменения до конца не ясны даже для наиболее «простых» из них — монокристаллов ГЦК-металлов и сплавов. Сложившееся положение обусловлено, прежде всего, существенной неоднородностью протекания пластической деформации большинства металлических монокристаллов уже на начальных стадиях пластической

деформации и при таких, казалось бы, несложных способах нагружения, как растяжение и сжатие.

Неоднородность пластической деформации традиционно изучается путем анализа картины деформационного рельефа, возникающего на предварительно подготовленных свободных поверхностях образца. Анализу обычно подвергаются локальные области поверхности, линейные размеры которых задаются используемыми экспериментальными методиками. Выбор этих областей, как правило, носит случайный характер, и их местоположение в масштабе образца не контролируется. Имеется лишь небольшое число работ, в которых исследование картины деформационного рельефа проведено во всем интервале масштабов, физически связанном с линейными размерами монокристаллов [1-4]. Проведение подобных исследований логично начать с макроуровня, то есть с изучения картины деформационного рельефа в масштабе образца.

Настоящая работа посвящена исследованию картины сдвига в монокристаллах алюминия, подвергнутых активной деформации. В ряду ГЦК-металлов алюминий выделяется сочетанием высокого значения энергии дефекта упаковки (200-300 мДж/м2) и относительно малой величины модуля сдвига (26000 МПа). Первое должно ослаблять привязанность дислокаций к плоскостям легкого скольжения, столь характерную для ГЦК-мате-

© Теплякова Л.А., Лычагин Д.В., Козлов Э.В., 2002

[101] (110) [011]

Рис. 1. Кристаллографическая схема плотноупакованных плоскостей и направлений сдвига в ГЦК-монокристалле с ориентацией оси деформации [001] и боковыми гранями {110}

риалов, а второе — способствовать реализации сдвига в плоскостях скольжения при меньших напряжениях, чем в большинстве монокристаллов ГЦК-металлов и сплавов.

2. Материал и методы исследования

В работе исследовали монокристаллы алюминия с ориентацией оси нагружения, параллельной кристаллографическому направлению [001]. Образцы имели форму параллелепипеда с линейными размерами 3x3x6 мм3, чьи боковые грани параллельны плоскостям {110} (рис. 1). Ориентировку монокристаллов контролировали на рентгеновском аппарате ИРИС-3 по эпиграммам с точностью до 2°. Деформацию образцов осуществляли сжатием при комнатной температуре со скоростью 3 • 10-4 с-1 на машине типа «Инстрон». Отметим, что наиболее часто исследования деформационного рельефа выполняются на образцах, подвергнутых испытаниям на растяжение. Между тем, большой интерес представляет исследование закономерностей эволюции картины сдвига при испытаниях на сжатие. В этом случае реализуется та же схема главных напряжений и деформаций, что и при наиболее часто используемых способах обработки металлов давлением: ковке и прокатке

[5].

Картину деформационного рельефа в масштабе всего образца исследовали на растровом электронном микроскопе Tesla BS-301. Подробно изучены закономерности формирования рельефа на двух взаимно перпен-

дикулярных гранях одного и того же образца, после деформации е = 0.05.

3. Теоретические условия для возможного сдвига в локальных объемах монокристалла

При выбранной ориентации оси сжатия равнонагру-женными являются 8 (или 16 с учетом знака направления сдвига) систем октаэдрического скольжения [6]. При этом на каждой из боковых граней монокристалла можно ожидать появления трех систем следов сдвига: двух наклонных и одной горизонтальной. Так, на грани (110) наклонные системы создаются сдвигом по плоскостям (111) и (111), а горизонтальные являются результатом сдвига по плоскостям (111) и (111) (рис. 1). Под системой следов сдвига понимается совокупность параллельных следов, сформированных на грани кристалла либо в ее локальной области.

Если бы деформация протекала однородно, то на всех масштабных уровнях в таком структурно-однородном материале, как монокристаллы алюминия, можно было бы ожидать появления на боковых гранях равномерно распределенных следов сдвига всех систем (рис. 2). При заданных в настоящей работе условиях испытания — деформирование осадкой с применением графитовой смазки; использование образцов, имеющих форму прямоугольного параллелепипеда, с отношением высоты Н к ширине d, равным двум; выбор кристаллографической ориентации оси сжатия [001] и боковых граней {110} — неоднородное распределение следов может быть обусловлено рядом причин.

Укажем основные причины появления неоднородностей. Во-первых, это — разные схемы главных напряжений в отдельных объемах деформируемого монокристалла и их изменение в процессе его осадки. Согласно схемам, рассмотренным в монографии Губкина

Рис. 2. Идеализированное распределение следов сдвига в исследуемых монокристаллах

Рис. 3. Схемы главных напряжений в макрообъемах образца и их изменение при осадке (тонкими стрелками показано направление компонент главных напряжений) [5]

[5], с учетом трения в торцах в начале пластической деформации в центральном сечении образца можно выделить три области: две приторцевых, в которых реализуется схема всестороннего сжатия, и центральную область — область одноосного сжатия (рис. 3, а). При осадке образца число областей с различными схемами главных напряжений увеличивается до пяти (рис. 3, б). Во-вторых, наличие концентраторов напряжений, обусловленных выбранной формой образца (параллелепипед). Вершины и ребра параллелепипеда могут являться геометрическими концентраторами напряжений. В-третьих, возможность выхода на поверхность образца носителей сдвига. Если предположить, что из четырех се-

мейств октаэдрических плоскостей в монокристалле макросдвиг происходит только по одному из них, то монокристалл можно условно разделить на макрообъемы (рис. 4, а). В одном из них плоскости октаэдрического сдвига имеют выходы на все боковые поверхности образца, а в остальных — с одной стороны плоскости сдвига контактируют с пуансонами испытательной машины. В первом случае движение носителей сдвига возможно по четырем направлениям (с учетом направлений противоположного знака) к свободным поверхностям. В объемах, примыкающих к пуансонам испытательной машины, движение носителей затрудняется в направлении к поверхности контакта. Если теперь предположить, что макросдвиг происходит в двух семействах октаэдрических плоскостей, симметрично ориентированных относительно оси сжатия, то имеет место новая схема разбиения на макрообъемы, которую иллюстрирует рис. 4, б. Как следует из этого рисунка, все выделенные макрообъемы являются прямоугольными призмами с ребрами, параллельными одному и тому же кристаллографическому направлению [110], но имеющими неодинаковую форму основания. Для этих объемов различны схемы главных напряжений, а также возможности выхода носителей сдвига на свободные поверхности. Кристаллогеометрия сдвига во всех макрообъемах при этом одинакова. В объемах У1 и У[ за счет трения в торцах согласно [5] должна реализоваться схема всестороннего сжатия (область 1 на рис. 3, а). Кроме того, плоскости сдвига в этих объемах с одной из сторон контактируют с пуансонами. В макрообъемах У2 и У2,, У3, У4 и У4 (рис. 4, б) на начальных этапах деформации должна реализоваться схема одноосного сжатия (область 2 на рис. 3, а). В процессе осадки схема напряжений в этих макрообъемах изменяется. В объемах У2,

Рис. 4. Выделенные макрообъемы в деформированных осадкой ГЦК-монокристаллах с ориентацией оси сжатия [001] и боковыми гранями {110} (а, б) и соответствующие площади сечения объемов боковыми гранями (в); макросдвиг происходит по одному (а) и двум (б, в) семействам октаэдрических плоскостей

Рис. 5. Деформационный рельеф на грани (110) монокристалла алюминия, е = 0.05

V2 и Vз появляются дополнительные напряжения сжатия (область 2 на рис. 3, б), а в объемах У4 и У4' — растяжения (область 3 на рис. 3, б) [5]. В связи с вышесказанным в исследуемых монокристаллах следует ожидать неоднородного протекания пластической деформации, в частности развития макросдвига.

Таким образом, проведенный анализ условий реализации сдвига в деформированных осадкой ГЦК однофазных монокристаллах с указанными выше кристаллогеометрическими характеристиками позволяет провести естественное его разбиение на четыре типа геометрических макрообъемов, различающихся как схемой главных напряжений, так и возможностями выхода носителей сдвига на свободные поверхности. Это позволяет предполагать развитие в монокристаллах макрофрагментации сдвига.

4. Закономерности формирования картины сдвига в объеме монокристалла

На рис. 5 представлены снимки картины деформационного рельефа, образованного на грани (110) монокристалла после деформации до е = 0.05. Схемы локализации каждой из наблюдаемых систем следов сдвига на двух взаимно перпендикулярных гранях при различных степенях деформации приведены на рис. 6. Общая картина сдвига на каждой грани может быть получена наложением схем всех систем следов сдвига при заданной степени деформации. При рассматриваемой степени деформации на гранях монокристалла наблюдаются четыре системы следов сдвига. Из рис. 5 следует, что несмотря на высокую симметрию ориентации оси нагружения системы следов сдвига на гранях развиты неодинаково. В дальнейшем, для простоты описания картины сдвига, сечения выделенных в п. 3 макрообъемов У1 ...У4 (рис. 4, б) плоскостью грани (110) обозначим 51 к 54 соответственно (рис. 4, в). Видно, что на грани

(110) одна из наклонных систем следов сдвига (обозначим ее А) является более развитой. Наибольшая часть следов этой системы локализована в области, ограниченной выходами параллельных плоскостей октаэдра, проходящих через противоположные вершины грани, т.е. сдвиг происходил в объемах У2А + У3 + У2'А. Визуально эта область с высокой плотностью следов воспринимается в виде макрополосы сдвига, проходящей через всю грань монокристалла по участкам 52 А + 53 + 52 А. Между тем, длина следов сдвига в макрополосе на порядок меньше, чем ее длина. Из рис. 5 видно, что следы сдвига обсуждаемой системы, находящиеся вне полосы на участках грани 51 и 54 в несколько раз длиннее, чем в полосе. Следует отметить разный цвет следов в системе А при неизменном положении образца относительно детектора электронов. Как следует из рис. 5,

Рис. 6. Схемы локализации систем следов сдвига А, В, С и D на боковых взаимно перпендикулярных гранях (110) и (110) монокристалла алюминия с ориентацией оси сжатия [001] при степени деформации е = 0.05

при выбранном положении монокристалла у одной из его вершин следы сдвига светлые (участки 52А и 51). На участке 54 они темные. Анализ контраста на ступеньках сдвига показывает, что появление светлых следов на участках 52А и 51 обусловлено сдвигом по системе (111) [101], а темных следов на участке 54 — сдвигом по системе (111) [011]. Идентификация систем сдвига проведена в предположении, что в верхней части кристалла (объемы Ух и У2А) движение носителей сдвига возможно только в направлении «от пуансона». У противоположной вершины, в целом, ситуация обратная, а именно: темные следы наблюдаются на участках 52А и 5[, а на участке 54 преобладают светлые следы. Аналогичный анализ показывает, что темные следы в этом случае образованы в результате сдвига по системе (111) [011], а светлые — по системе (111) [101]. Весь анализ проведен в предположении сдвига по октаэдрическим плоскостям. Между тем кристаллографический анализ следов сдвига системы А свидетельствует о наличии следов, отклоненных на небольшие углы (менее 3 градусов при є = 0.05) от выходов октаэдрических плоскостей на грань (110). Кроме того, на обеих исследованных гранях монокристалла наблюдается система криволинейных следов сдвига D. Следы этой системы отклонены от выходов на эту грань октаэдрических плоскостей на углы порядка 10 градусов. Возможности и механизмы неоктаэдрического сдвига рассмотрены, например, в работах [2, 7].

Следующей по степени развитости на этой грани является вторая наклонная система следов сдвига (система В). Плотность следов в этой системе меньше, чем в системе А. По сути, система В в рассматриваемом монокристалле является вторичной. Это подтверждают также визуальные наблюдения развития систем сдвига на грани (110) непосредственно в процессе деформирования. Для системы следов В характерны те же основные закономерности, что и для А. В ней также можно выделить макрополосу сдвига. Она локализована на участках 52в + 53 + 52в и является результатом сдвига в макрообъемах У2 в + ¥3 + ¥2в. Макрополоса в системе В также состоит из двух частей, различающихся цветом следов. Действительно, на участках 52в и 51 все следы темные, а на участках 52в и 5[ они преимущественно светлые. В этом случае темные следы являются результатом сдвига по системе (111) [011 ], светлые —

(111) [101].

Третья система следов сдвига — система С — локализована на грани (110) преимущественно на участках 51 и 5( (рис. 5, 6). Для этой системы характерна невысокая плотность следов. Интересно отметить, что на рассматриваемых участках наблюдаются следы светлого и темного цвета. Следы одного цвета группируются вблизи торцов монокристалла, а следы другого цвета

располагаются в области, примыкающей к участку 53. Между областями, занятыми темными и светлыми следами, наблюдается область, содержащая небольшое число следов. Напомним, что эта система следов сдвига может быть образована сдвигом по двум пересекающимся плоскостям (111) и (111), причем в каждой из них действуют два направления сдвига (см. рис. 1). Идентификацию систем сдвига в этом случае удается провести, если горизонтальная система следов образована вследствие массового поперечного скольжения дислокаций. Как видно из рис. 5, большинство светлых горизонтальных следов на участке 51 и темных следов на участке является следами поперечного скольжения дислокаций из плоскости (111). Анализ показывает, что в первом случае они могут быть созданы в результате перехода винтовых дислокаций из этой плоскости в плоскость (111), которые имеют общее направление [101] (рис. 1). Во втором случае — переходом из плоскости (111) в плоскость (111) с общим направлением сдвига [01 1].

4.1. Пересечение систем следов

До сих пор рассматривались закономерности формирования отдельных систем следов сдвига. Естественно, что на рассматриваемой грани имеются области их пересечения. На участке 53 наблюдается пересечение макрополос систем сдвига А и В (рис. 5). Хорошо видно, что несмотря на одинаковые кристаллогеометрические условия сдвига и схему главных напряжений в макрообъеме У3 доминирующей, как и во всем монокристалле, является макрополоса сдвига системы А (рис. 4, б). Очевидно, что при пересечении этих систем возможны четыре варианта пересечения следов с учетом их цвета (Аь^4Bbright, Abгight Bdaгk > А(1агк Bbгight ’

Аёагк Вёагк), что и наблюдается (рис. 5). Практически на всей площади участков 51 и наблюдается пересечение следов сдвига системы С с А и В в различных сочетаниях: А и С; В и С; А, В и С. Если учесть цвет следов, то число вариантов возрастает до четырех для каждой пары и до восьми для тройной комбинации систем следов сдвига. Особенно велика вероятность пересечения следов в областях стыков выделенных в п.3 макрообъемов, где можно обнаружить почти любой вариант сочетания двух и трех систем следов сдвига. Таким образом, на грани (110) наблюдаются локальные области с одной, двумя или тремя системами следов сдвига. Естественно, что с увеличением числа систем следов, наблюдающихся в локальной области грани, площадь этой области уменьшается.

4.2. Макрофрагментация сдвига

Для построения объемной картины сдвига в кристалле для исследованных граней был проведен совмест-

ный анализ картины деформационного рельефа (рис. 6). Установлено, что система следов сдвига А на грани (110) соответствует горизонтальной системе следов на участке Q2А грани (110) (рис. 4, в), т.е. они образованы сдвигом по одному семейству кристаллографических плоскостей. Сдвигу по другому семейству плоскостей соответствуют система следов В на грани (110) и система горизонтальных следов на участке Q2B грани (110). Результатом сдвига по еще двум семействам плоскостей на грани (110) является система горизонтальных следов С, а на грани (110) — это, возможно, системы наклонных следов сдвига (рис. 6). Из анализа объемной картины сдвига, а также пересечения следов сдвига ясно, что в исследованных монокристаллах алюминия с начала пластической деформации на макроуровне развивается фрагментация сдвига. Большая часть макрофрагментов является асимметричными, т.е. в них действует либо одна система сдвига, либо одна превалирует в условиях действия нескольких систем.

5. Выводы

1. Пластическая деформация монокристаллов алюминия осадкой приводит к развитию в них макрофрагментации сдвига. Выявлена корреляция между макрофрагментацией сдвига и схемой главных напряжений в макрообъемах монокристалла.

2. В макрообъемах монокристалла, где плоскости сдвига не ограничены пуансонами испытательной

машины, при пластической деформации образуются макрополосы сдвига, т.е. происходит его макролокализация.

3. Установлено, что с самого начала пластической деформации в монокристаллах с высокосимметричной ориентировкой развивается асимметрия сдвига на макроуровне. При одинаковых факторах Шмида в идентичных монокристаллах из четырех равнонагруженных плоскостей октаэдрического сдвига наиболее активными на макроуровне являются две, при этом одна из них более развита.

Литература

1. Neuhauser H. Slip line formation and collective dislocation motion // Dislocation in Solids. - 1983. - V. 8. - P. 319-340.

2. Harren S.V., Deve H.E., Asaro R.S. Shear band formation in plane strain compression // Acta Met. - 1988. - V. 36. - No. 9. - P. 24362480.

3. Теплякова Л.А., Куницына T.C., Козлов Э.В. Распределение следов скольжения в монокристаллах сплава ^Fe // Изв. вузов. Физика. -1998. - № 4. - С. 51-56.

4. Теплякова Л.А., Куницына Т.С., Конева НА., Старенченко В.А., Козлов Э.В. Макрофрагментация сдвига в монокристаллах сплава Ni3Fe при активной пластической деформации // Физ. мезомех. -2000. - Т. 3. - № 5. - С. 77-82.

5. Губкин С.И. Пластическая деформация металлов. - М.: Металлург-

издат, 1961. - Т. 1. - 376 с.

6. Хоникомб Р.В. Пластическая деформация металлов. - М.: Мир, 1972. - 408 с.

7. Кащенко М.П., Теплякова Л.А., Лычагин Д.В., Пауль А.В. Ориентировка границ плоских полос сдвига в монокристаллах ^Fe // Изв. вузов. Физика. - 1997. - № 8. - С. 62-67.