Макрофрагментация сдвига в монокристаллах сплава Ni3Fe при активной пластической деформации

Макрофрагментация сдвига в монокристаллах сплава М^е при активной пластической деформации

Л.А. Теплякова, Т.С. Куницина, Н.А. Конева, В.А. Старенченко, Э.В. Козлов

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

В работе методом оптической и растровой электронной микроскопии исследована эволюция картины деформационного рельефа, формирующегося на всех свободных гранях [1.8.12] монокристаллов сплава NiзFe с ближним атомным порядком. Исследование выполнено на разных стадиях упрочнения. Выявлены закономерности развития фрагментации сдвига на крупномасштабных уровнях пластической деформации. Выявлены структурные элементы локализации деформации на макроуровне.

1. Введение

Монокристаллы твердых растворов с ГЦК-решет-кой, в особенности в несимметричной ориентировке, являются сложными объектами для описания их прочностных и пластических свойств. Главная причина существующих трудностей заключается в неоднородности протекания пластической деформации на макроуровне (масштаб образца), запрограммированной несимметричностью ориентировки монокристаллов. Макронеоднородности пластической деформации соответствует развитие неоднородности на более мелких масштабных уровнях (мезо- и микроуровни). В этом случае она выражается в локализации сдвиговой и поворотной мод деформации в структурных элементах разного масштаба: фрагмент сдвига, система сдвига, зона сдвига и т.д. Под сдвиговой модой деформации в физике пластичности понимается пластическая деформация, осуществляемая трансляционным скольжением дислокаций по плотно-упакованным плоскостям, а также двойникованием и мартенситным превращением. Поворотная мода пластической деформации связана с накоплением в кристалле непрерывных разориентировок за счет сосредоточения в локальных его объемах дислокаций одного знака и дискретных разориентировок, создаваемых различными механизмами. Эти моды пластической деформации соответствуют двум основным видам деформации в механике [1]. Очевидно, что для понимания механических свойств монокристаллов, в частности зависимости т(у) (т — приведенное напряжение, у — сдвиговая дефор-

мация), необходим учет неоднородного протекания пластической деформации на всей совокупности ее масштабно-структурных уровней от макро- до микроуровня. Следует подчеркнуть, что обычно деформация протекает неоднородно. Однородная деформация реализуется лишь в специальных условиях [2, 3]. Существует целый ряд причин, вызывающих неоднородность протекания пластической деформации в металлах и сплавах [3]. Главная из них — это стесненность пластической деформации.

Важную информацию о закономерностях развития неоднородности пластического течения дает исследование эволюции деформационного рельефа в физически обоснованном интервале масштабов. Имеется большое число работ (см., например, обзор [4]), посвященных изучению картины поверхностного рельефа, формирующегося на гранях кристалла в ходе пластической деформации. Подавляющее большинство этих работ фактически выполнено на каком-либо одном масштабном уровне (чаще микроуровне), хотя сами авторы этого и не отмечают. Лишь отдельные работы [5, 6] проведены для широкого интервала масштабов. При этом, как правило, они выполнены для одной стадии упрочнения. Очевидно, что имеется необходимость в детальных систематических экспериментальных исследованиях закономерностей протекания пластической деформации ГЦК-монокристаллов в интервале масштабов от микро- до макроуровня. Настоящая статья посвящена изучению закономерностей формирования картины

© Теплякова Л.А., Куницина. Т.С., Конева Н.А., Старенченко В.А., Козлов Э.В., 2000

t

Рис. 1. Кристаллогеометрия монокристаллов сплава Ni3Fe с ориентацией оси деформации [1.8.12]:----первичная плоскость

скольжения (111);-------сопряженная (111); — критическая (1 1 1);-------— поперечная (11 1). Стрелками указано

направление сжимающего напряжения

деформационного макрорельефа, формирующегося на разных стадиях пластического течения монокристаллов сплава Ni3Fe.

2. Материалы и методы исследования

Исследования выполнены на ГЦК-монокристаллах сплава Ni3Fe в состоянии с ближним атомным порядком. Монокристаллы имели форму параллелепипеда с ребрами 3x3x6 мм и деформировались сжатием со свободными торцами (применялась графитовая смазка) при комнатной температуре со скоростью 6 -10-4 с-1. Ось нагружения совпадала с кристаллографическим направлением [1.8.12]. В работе исследовалась эволюция картины деформационного рельефа, формирующегося на всех свободных гранях монокристалла. Для этого были использованы методы оптической и растровой электронной микроскопии.

3. Кристаллогеометрия образцов.

Факторы Шмида

Вертикальные грани монокристаллов были вырезаны параллельно кристаллографическим плоскостям

(610) и (2.10.7). Расположение плоскостей октаэдрического скольжения в образцах схематически показано на рис. 1. Направление скольжения [101] в первичной плоскости скольжения составляет угол 30° с нормалью к линии пересечения этой плоскости с гранью (610) и угол 76° с нормалью к линии пересечения ее с гранью (2.10.7) (рис. 2, а, б). Вследствие этого, высота ступеньки, пропорциональная проекции направления [101] на нормаль к линии пересечения плоскости скольжения с поверхностью образца, будет больше на грани (610). Направление скольжения [110] в первичной плоскости создает примерно одинаковые по величине сдвиги на обеих перпендикулярных гранях. На грани (2.10.7) при действии систем (1 11) [101] и (1 11) [110] сдвиги имеют противоположные компоненты (рис. 2, в, г). Значения факторов Шмида для октаэдрических и кубических систем скольжения приведены в таблице. Как видно из таблицы, наиболее нагруженной является система скольжения (1 11) [101]-первичная. Величина фактора Шмида сопряженной системы (111) [101] мало отличается от его значения для первичной системы, что обеспечивает быстрое включение сопряженной системы в деформацию. Этому же должно способствовать направление смещения ориентации оси нагружения при выбранном способе деформирования сжатием [7]. Ось деформации смещается к линии [001]-[011] в стандартном стереографическом треугольнике.

4.Зависимость “т-е”

На рис. 3 представлены зависимости приведенного напряжения т и коэффициента деформационного упрочнения 0 = dт/dе от степени деформации е. Из сопоставления этих зависимостей на кривых т(е) всех исследо-

Таблица

Плоскость Направление m Плоскость Направление m

скольжения сдвига скольжения сдвига

[101] 0.47

(111) первичная [110] [011] 0.35 0.16 (001) [110] 0.37

[101] 0.45 [110] 0.28

(111) сопряженная

[110] 0.29

[011] 0.17 [101] 0.35

[011] 0.20

(111) критическая [110] 0.09 [101] 0.32

[101] 0.11

[011] 0.12 [011] 0.07

[101] 0.08 [011] 0.01

Рис. 2. Схема образования ступенек на гранях (610) (а, в) и (2.10.7) (б, г) в результате скольжения в первичной и сопряженной плоскостях

Рис. 3. Зависимость приведенного напряжения т и коэффициента деформационного упрочнения 0 = dт/dг от степени деформации сжатия 8. Пунктиром отмечены границы стадий упрочнения. Стрелками указаны степени деформации, при которых проводились исследования

ванных образцов можно выделить следующие стадии: стадию неустановившегося скольжения (Н); две стадии линейного упрочнения (111 и П2), различающиеся величиной 0; переходную между ними стадию п; стадию III с уменьшающимся 0. Переход к стадии III происходит при е ^ 0.30. При наличии двух стадий линейного упрочнения обычно выделяют [2] стадию I — стадию легкого скольжения и стадию II — линейную стадию с максимальным 0. При этом, начало стадии II обычно связывается с началом вторичного скольжения. Известно, что основанием для классификации стадий служат величина и постоянство значений коэффициента деформационного упрочнения на каждой стадии, а также число действующих систем скольжения [8]. Значение 0 на стадии легкого скольжения не превышает 10 МПа для чистых ГЦК-металлов “мягких” ориентировок и 20 МПа — для монокристаллов ГЦК-сплавов [9-11]. В исследованных монокристаллах сплава М3Бе величина 0 на первой линейной стадии упрочнения составляет 60-120 МПа, что значительно выше указанных значений. Напомним, что фактор Шмида (т) для первичной системы скольжения равен 0.47, а для сопряженной т = 0.45. При таких значениях т вторая система скольжения должна работать и действительно работает уже при небольших деформациях. Все вышесказанное

С начала пластической деформации монокристалл разбивается на три макрофрагмента сдвига (рис. 4): центральный (обозначенный цифрой 2) и два приторцевых (1 и 5). Центральный макрофрагмент имеет форму параллелепипеда, основанием которого является параллелограмм на грани кристалла (2.10.7). Такая форма макрофрагмента обусловлена локализацией первичного незаторможенного сдвига в объеме монокристалла, геометрически выделенном плоскостями первичного скольжения, не ограниченными торцами образца. Другими словами, на начальной стадии деформации, пока плотность дислокаций “леса” в кристалле мала, формоизменение образца обеспечивается, в основном, за счет действия первичной системы скольжения. Центральный макрофрагмент в этом случае представляет собой макрополосу сдвига по семейству параллельных плоскостей (1 11). Этот вывод подтверждается измерением углов между следами скольжения и осью нагружения. Величины углов, измеренные по картине деформационного макрорельефа и рассчитанные из кристаллогеомет-рии, совпадают.

По углу ф (рис. 4) можно определить величину деформации кристаллографического сдвига у = tgф [12].

Рис. 4. Схема формоизменения образца и эволюции картины макрофрагментов сдвига. х 20

не позволяет идентифицировать первую линейную стадию в исследованных монокристаллах как стадию легкого (одиночного) скольжения. Окончательная классификация может быть дана после исследования деформационного рельефа и дислокационной структуры.

5. Первичная фрагментация сдвига

Формоизменение образца в ходе пластической деформации схематически проиллюстрировано на рис. 4.

Рис. 5. Деформационный рельеф локальных участков центрального макрофрагмента на двух взаимно перпендикулярных гранях монокристалла. Указаны направления выходов на грани кристалла плоскостей скольжения

В работе были измерены значения ф при двух степенях деформации. Значения относительной деформации, измеренные по изменению длины образца и рассчитанные по формуле е = у/2 совпадают.

Приторцевые макрофрагменты (1 и 3 на рис. 4) — это области кристалла, в которых с самого начала пластической деформации наряду с первичной действуют вторичные системы скольжения. Следовательно, соседние макрофрагменты (приторцевой и центральный) в начале деформирования различаются не только расположением в монокристалле и формой макрофрагмента, но и числом действующих в нем систем скольжения. Кроме того, способы организации первичного сдвига в центральном и приторцевых макрофраментах оказываются различными. В центральном — скольжение кластеризовано, т. е. происходит по близкорасположенным плоскостям скольжения, образующим пачку (или пакет) плоскостей. Пачки активных плоскостей скольжения разделены областями, не охваченными сдвигом (рис. 5, а). Средняя толщина пачек и расстояний между ними сопоставимы друг с другом и составляют 2050 мкм. Подробно распределение зон первичного сдвига в широком интервале масштабов исследовано нами в [13]. В приторцевых макрофрагментах наблюдается равномерное распределение следов первичного сдвига. Средняя плотность следов скольжения в первичной системе существенно выше в центральном макрофрагменте, чем в приторцевых.

Таким образом, на начальной стадии деформации сдвиг в исследованных монокристаллах происходит только по октаэдрическим плоскостям и макрофрагмен-тирован в объеме кристалла. Макрофрагменты сдвига различаются числом действующих в них систем сдвига, а также способом пространственной организации зон первичного сдвига (кластеризация и равномерное распределение). По сути, в условиях проведенного эксперимента (сжатие) только центральная часть монокристалла деформируется сдвигом по первичной системе, а в приторцевых областях с самого начала пластической деформации осуществляется множественное скольжение. В определенном смысле закономерности развития картины сдвига в приторцевых макрофрагментах можно сопоставить с закономерностями развития аккомодационного скольжения в приграничных областях зерен поликристаллов этого сплава [14]. Несомненно, что макрофрагментация сдвига в исследованных монокристаллах является одним из факторов, оказывающих существенное влияние на ход зависимости т(е) и, как будет рассмотрено далее, осложняющих ее стадийность.

6. Вторичная фрагментация сдвига и стадийность кривых т

Включение в деформацию вторичных систем скольжения в центральном макрофрагменте начинается со

стадии 111 упрочнения (рис. 3). На этой стадии наряду с первичной в центральном макрофрагменте локально действует также сопряженная система скольжения (111) [101]. Отметим, что следы сопряженного скольжения распределены равномерно, поскольку сдвиг в сопряженной системе происходит через густой “лес” первичных дислокаций. Средняя длина следов сопряженного скольжения соизмерима со средним расстоянием между пачками следов первичного скольжения (~ 30 мкм). Переход от стадии 111 к стадии п коррелирует на макроуровне с включением в деформацию критической системы скольжения (111) [011]. Начало второй линейной стадии упрочнения 112 сопровождается появлением и развитием в локальных объемах центрального макрофрагмента поперечной системы скольжения. И, наконец, смена стадии 112 стадией III совпадает по времени с появлением кубической системы сдвига (001)[110].

Все вторичные системы скольжения действуют локально, т.е. реализуется вторичная макрофрагментация. Если границы первичных макрофрагментов естественным образом задаются формой монокристалла, его ориентацией и способом нагружения, то следующая ступень макрофрагментации связана исключительно с локальностью действия вторичного скольжения (рис. 5, б, в). Линейные размеры вторичных макрофрагментов в несколько раз меньше, чем первичных. Схематически соотношение размеров иллюстрирует рис. 4. Форма и линейные размеры фрагментов этого масштабного уровня напрямую уже не связаны с формой и размерами монокристалла, его ориентацией, способом нагружения, а контролируются, по-видимому, механизмами торможения дислокаций и их ансамблей, обусловленными взаимодействием с дислокациями первичной системы. Последние во вторичных макрофрагментах являются дислокациями “леса” для движущихся дислокаций вторичных систем. Наиболее вероятными сочетаниями систем скольжения во вторичных макрофрагментах являются: первичная + сопряженная, первичная + поперечная и т. д. Таким образом, для вторичной ступени макрофрагментации в исследованных монокристаллах характерно не только и не столько различие числа действующих локально систем сдвига, сколько различие их сочетаний.

Из сопоставления стадий деформации и последовательности включения в деформацию систем скольжения вытекает, что появление каждой следующей стадии связано, главным образом, с активизацией в центральном макрофрагменте монокристалла той из еще не работающих октаэдрических систем скольжения, которая имеет наибольший фактор Шмида. Установлено, что смена стадий пластической деформации: Н^ 111 ^ ^ п ^ 112 соответствует последовательности включения в деформацию на макроуровне систем скольжения: первичная ^ сопряженная ^ критическая ^ поперечная

и кубическая. Факторы Шмида при этом меняются: 0.47 ^ 0.45 ^ 0.20 ^ 0.12 (0.37 для кубической системы). Заметим, что ранее в [15] была установлена связь четырехстадийной кривой течения монокристаллов Си-А1, ориентированных для одиночного скольжения, с последовательным вступлением вторичных систем в деформацию, но при деформировании растяжением.

7. Заключение

На макроуровне, то есть в масштабе образца, проведены исследования картины деформационного рельефа на разных стадиях зависимости “т-е” [1.8.12]-моно-кристаллов сплава №^е с ближним атомным порядком. На основании анализа результатов исследования сделаны следующие выводы.

1. С началом пластической деформации в исследуемых монокристаллах происходит первичная макрофрагментация сдвига. Монокристаллы разбиваются на три макрофрагмента: центральный, в котором сдвиг осуществляется только по первичной системе, и два приторцевых, в которых реализуется множественное скольжение.

2. Пространственная организация первичного сдвига в соседних макрофрагментах существенно различна: кластеризация зон сдвига в центральном и равномерное их распределение в приторцевых макрофрагментах.

3. С ростом степени пластической деформации монокристалла развивается вторичная макрофрагментация сдвига, обусловленная локальностью действия в центральном макрофрагменте вторичных систем скольжения.

4. Стадийность пластической деформации исследованных монокристаллов однозначно связана с неодновременным включением в деформацию в центральном макрофрагменте вторичных систем скольжения. Наступление каждой следующей стадии упрочнения кор-

релирует с активацией на макроуровне новой системы скольжения.

Литература

1. СедовЛ.И. Механика сплошной среды. - М.: Наука, 1976. - Т. 1. -

535 с.

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

3. Губкин С.И. Пластическая деформация металлов. Т. 1. Физикомеханические основы пластической деформации. - М.: Металлургия, 1961. - 376 с.

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

5. Deve H.E., Harren S.V., Cullough C.M., and Asaro R.S. Micro- and macroscopic aspects of shear band formation in internally nitrided single crystals of Fe-Ti-Mn alloys // Acta met. - 1988. - V. 36. -No. 2. - P. 341-365.

6. Harren S.V., Deve H.E., and Asaro R.S. Shear band formation in plane

strain compression // Acta met. - 1988. -V. 36. - No. 9. - P. 24362480.

7. Бернер Р., Кронмюллер Г. Пластическая деформация монокристаллов. - М.: Мир, 1969. - 272 с.

8. Зеегер A. Механизм скольжения и упрочнения в кубических гране-

центрированных и гексагональных плотноупакованных металлах // Дислокации и механические свойства кристаллов. - М.: Иностранная литература, 1960. - С. 179-289.

9. Davies R.G. and Stoloff N.S. Strain hardening of FCC alloys // Phil. Mag. - 1964. - V. 9. - P. 349-354.

10. Feltham P. апё Meakin I.D. Work hardening in FCC crystals // Acta met. - 1957. - No. 5. - P. 555-564.

11. Karnthaler H.P., Prinz F, Haslinger G. Elektronenmikroskopische Untersuchung der Versetzungstructuren Plastisch Verformed Cu-5 at. % Al ein Cristalle // Acta met. - 1975. - V. 23. - P. 155-163.

12. Бэкофен В. Процессы деформации. - М.: Металлургия, 1977. -287 с.

13. Теплякова Л.А., Куницина ТС., Козлов Э.В. Распределение следов скольжения в монокристаллах сплава Ni3Fe // Изв. вузов. Физика. - 1998. - № 4. - С. 51-56.

14. Шаркеев Ю.П., Лапскер И.А., Конева Н.А., Козлов Э.В. Схема развития скольжения в зернах поликристаллов с ГЦК-решеткой // ФММ. - 1985. - Т. 60. - Вып. 4. - С. 816-821.

15. Szczerba M. und Korbel A. Strain softening and instability of plastic flow in Cu-Al single crystals // Acta met. -1987. - V 35. - No. 5. -P. 1129-1135.