Деформационное поведение и локализация пластической деформации на мезои макромасштабном уровнях в субмикрокристаллическом титане

Деформационное поведение и локализация пластической деформации на мезо- и макромасштабном уровнях в субмикрокристаллическом титане

Е.Ф. Дударев, Г.П. Бакач, Г.П. Грабовецкая1, Ю.Р. Колобов1,

О.А. Кашин1, Л.В. Чернова1

Сибирский физико-технический институт при Томском государственном университете, Томск, 634050, Россия 1 Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634021, Россия

Исследованы закономерности развития пластической деформации на разных масштабных уровнях при растяжении субмикро-кристаллического титана технической чистоты в сравнении с поликристаллическим титаном. Показано, что субмикрокристал-лический титан имеет высокую склонность к локализации пластической деформации в интервале температур термической стабильности его структуры (273-573 К). Изучено влияние структурного состояния, температуры и скорости деформации на развитие деформационного рельефа, установлено соответствие характера локализации пластической деформации со стадиями кривой течения субмикрокристаллического титана.

1. Введение

Негомогенный характер развития пластической деформации на разных масштабных уровнях присущ всем металлическим материалам. Локализация пластической деформации на микромасштабном уровне проявляется всегда в виде полос кристаллографического сдвига в пределах одного зерна. Хорошо известна локализация пластической деформации с самого начала ее развития на мезо- и макромасштабном уровнях соответственно на стадии зарождения и распространения полос Лю-дерса-Чернова и на макромасштабном уровне перед вязким разрушением в виде формирующейся шейки. К настоящему времени показано, что кроме перечисленных форм при определенных условиях локализация пластической деформации на мезо- и макромасштабном уровнях может проявляться в субмикрокристаллических металлах в виде мезо- и макрополос [1]. По данным [24] образование мезо- и макрополос локализованной пластической деформации облегчено предварительной пластической деформацией с последующим изменением направления приложенной нагрузки, что, по-видимому, связано с неустойчивостью сформированной

дислокационной субструктуры. Роль полос локализованного сдвига в процессах упрочнения-разупрочнения образца пока неясна, поскольку сведения о деформационном упрочнении в самих полосах противоречивы: в одних работах говорится о разупрочнении материала в полосе [1], в других утверждается обратное [5].

Субмикрокристаллические металлические материалы, полученные интенсивной пластической деформацией методом равноканального углового прессования [6], находятся в крайне неравновесном состоянии. Это проявляется в высоком уровне внутренних напряжений и искажений кристаллической решетки вблизи границ зерен, которые характеризуются высокой плотностью зернограничных дефектов [6, 7]. Поэтому есть основания ожидать, что склонность к локализации пластической деформации на мезо- и макромасштабном уровнях может быть характерной особенностью пластической деформации субмикрокристаллических металлов, полученных воздействием интенсивной пластической деформации. Действительно, исследования субмикро-кристаллических меди и титана при комнатной температуре показали наличие мезо- и макрополос локали-

© Дударев Е.Ф., Бакач Г.П., Грабовецкая Г.П., Колобов Ю.Р., Кашин О.А., Чернова Л.В., 2001

зованной пластической деформации [1, 7, 8]. При этом отмечена взаимосвязь между деформационным поведением материала и масштабным уровнем локализации пластической деформации.

B настоящей работе исследована корреляция между локализацией пластической деформации на мезо- и макромасштабном уровнях и деформационным поведением при растяжении субмикрокристаллического и поли-кристаллического титана в интервале температур 293-б23 К, а также влияние структурно-фазового состояния субмикрокристаллического титана на его деформационное поведение и локализацию пластической деформации на мезо- и макромасштабном уровнях.

2. Материал и методика исследования

B работе использовали рекристаллизованный поли-кристаллический титан марки BT1-0 (состав в вес. %: 0.12 О; 0.18 Fe; 0.07 C; 0.04 N; 0.01 H) со средним размером зерен 10 мкм и полученный из него методом равноканального углового прессования материал с суб-микрокристаллической структурой [7]. Равноканальное угловое прессование проводили по маршруту B в соответствии с классификацией, приведенной в [б] при температуре 573-б23 К. Измерения размера зерен по электронно-микроскопическим снимкам показали, что в субмикрокристаллическом титане распределение зерен по размерам бимодальное. Средний размер мелких зерен 0.30-0.35 мкм; более крупные зерна имеют размер около 1 мкм и их объемная доля близка к 40 %. Плотность дислокаций в крупных зернах примерно такая же, как и в рекристаллизованном состоянии (~4 • 1012 м-2). B мелких зернах плотность дислокаций значительно выше (до 4 • 1014 м-2). На электронно-микроскопических изображениях субмикрокристалличес-кой структуры наблюдаются контуры экстинкции, что свидетельствует о наличии внутренних напряжений.

При электронно-микроскопических исследованиях у поликристаллического и субмикрокристаллического титана обнаружены экстрарефлексы, находящиеся в положениях [0001], запрещенных для титана структурным фактором [7]. Эти экстрарефлексы, как предположено в [7], являются метастабильной фазой состава Ti2C со специфической структурой.

Плоские образцы для механических испытаний на растяжение в виде двойной лопатки с длиной рабочей части ~ 10 мм и сечением 0.5 • 2.5 мм2 вырезали электроискровым способом вдоль и поперек направления прессования. После механической полировки образцы деформировали в вакууме не хуже 1 • 10-4 мм рт. ст. со скоростью 3 • 10-5 и 3 • 10-3 с-1 при температурах от комнатной до б23 К. Одновременно in situ металлографически фиксировали изменение поверхностного рельефа на образцах рекристаллизованного и субмикрокристаллического титана.

3. Общие закономерности и особенности деформационного поведения поликристаллического и субмикрокристаллического титана

Диаграммы растяжения при скорости деформации 3 • 10-5 с1, рассчитанные в приближении гомогенной деформации с учетом изменения поперечного сужения, представлены на рис. 1 в координатах истинное напряжение растяжения а - относительная пластическая деформация ер1. При температурах от 293 до 573 К кривые течения у поликристаллического титана имеют обычный параболический вид с сильным уменьшением коэффициента деформационного упрочнения 0 = = dа|dеpl с ростом степени пластической деформации (рис. 1, а). Повышение температуры деформации до 623 К приводит к изменению вида кривых течения. Протяженность стадии деформационного упрочнения сокращается, за ней следует линейная стадия деформационного разупрочнения с низким по величине (~100 МПа) и отрицательным по знаку коэффициентом 0. Предел текучести поликристаллического титана с ростом температуры от комнатной до 623 К понизился почти вдвое, общая пластичность изменилась мало.

При данной скорости деформации кривые течения образцов субмикрокристаллического титана с осью растяжения вдоль и поперек направления равноканального углового прессования имеют одинаковый вид (рис. 1, б). При этом деформационное поведение субмикрокрис-таллического титана в большей степени, чем поликристаллического, зависит от температуры деформации. При комнатной температуре субмикрокристаллический титан имеет высокий предел текучести ат (до 700МПа) и низкую пластичность. На кривой течения короткая стадия деформационного упрочнения сменяется резким разупрочнением. При 573 К на кривой течения суб-

0 Н-----1----1---1----1----1----1----1----1----1---г

О 10 20 30 40 50 8р|, %

Рис. 1. Диаграммы растяжения крупнозернистого (а) и субмикрокристаллического (б) титана в продольном (1, 2, 3) и поперечном (Г, 2', 3') относительно оси равноканального углового прессования направлениях при температурах 293 (1,1'); 573(2, 2'); 623 К (3, 3'). Скорость деформации 3 • 10 5 с 1

3, МПа

40 -

-40

^-^_1 -

1 II 2 III IV

с, МПа 400

300

200

100

10

20

є, %

Рис. 2. Диаграмма растяжения (1) и коэффициент деформационного упрочнения (2) субмикрокристаллического титана при температуре испытания 573 К

Рис. 3. Температурная зависимость величины ат/ав у субмикрокристаллического (1, 2) и крупнозернистого (5) титана: 1 — ось растяжения параллельна оси равноканального углового прессования; 2 — ось растяжения перпендикулярна оси прессования

микрокристаллического титана четко выделяется несколько стадий деформационного упрочнения (рис. 2): стадия интенсивного упрочнения (стадия I, 2-3 % пластической деформации) сменяется линейной стадией с низким коэффициентом деформационного упрочнения (стадия II), за которой следуют две стадии разупрочнения (III и IV) с отрицательными коэффициентами q. Повышение температуры до 623 К увеличивает протяженность стадии деформационного упрочнения, за которой сразу следует длительная (до 40 %) линейная стадия разупрочнения с низким по величине отрицательным коэффициентом 0.

Сравнение кривых течения поликристаллического и субмикрокристаллического титана показало, что при температурах деформации ниже 623 К деформационное поведение этих материалов сильно отличается как качественно (по стадийности), так и количественно (по величине предела текучести, коэффициента деформационного упрочнения, пластичности, уровню приложенных напряжений). При 623 К кривые течения субмикрокристаллического и поликристаллического титана качественно не отличаются, имеют лишь разную протяженность каждой стадии пластической деформации и соответственно разную общую пластичность. Следовательно, начиная с температуры 623 К, в субмик-рокристаллическом титане заданная специальной обработкой внутренняя структура меняется таким образом, что его деформационное поведение становится примерно таким же, как у поликристаллического титана.

4. Локализация пластической деформации на мезо- и макромасштабном уровнях

Изменение вида кривых течения субмикрокристаллического титана, деформированного со скоростью 3 • 10-5 с-1, при повышении температуры деформации

от комнатной до 623 К, а также по сравнению с по-ликристаллическим титаном, хорошо согласуется с поведением величины ат/ав (где ат и ав — соответственно предел текучести и максимальное напряжение). Данную величину в [9] рассматривают как критерий устойчивости к однородной пластической деформации на макромасштабном уровне; при стт/ав ^ 1 увеличивается склонность к развитию локализованной пластической деформации на макроуровне.

Температурная зависимость ат/ав для субмикрокристаллического и поликристаллического титана, приведенная на рис. 3, показывает, что запас устойчивости к однородной пластической деформации на макроуровне у субмикрокристаллического титана при температурах от 293 до 573 К включительно очень низок (стт/ ав = 0.97-0.85) и, следовательно, высока его склонность к локализации пластической деформации на макроуровне. В то же время, у поликристаллического титана величина ат /ав при этих температурах не превышает 0.6. При 623 К ат/ав у субмикрокристаллического титана уменьшается до значения данного параметра у поликристаллического титана. Эти результаты дают основание предположить, что начиная с 623 К у субмикрокристаллического титана должна резко понижаться склонность к локализации пластической деформации на макроуровне, так что основные черты развития деформационного рельефа должны стать такими же, как у поликристаллического титана.

Исследования эволюции деформационного рельефа при температурах проявления повышенной склонности субмикрокристаллического титана к локализации пластической деформации на макроуровне показали соответствие между стадиями кривой течения и характером локализации пластической деформации на мезо- и макроуровнях. Особенно наглядно эта корреляция проявляется при 573 К. При этих температурах деформационный рельеф в виде складок (микрополос локализо-

Рис. 4. Формирование макрополосы локализованной пластической деформации в субмикрокристаллическом титане при 293

ванной пластической деформации) длиной 10-20 мкм появляется на расстоянии (0.3-0.5) /0 от захвата (/0 — рабочая длина образца) при степени пластической деформации примерно 2 %, то есть в начале линейной стадии на кривой течения (рис. 4, а). Эти микрополосы (складки) ориентированы под углами, близкими к 60° относительно направления растяжения.

В дальнейшем длина микрополос увеличивается, а в некоторых локальных областях также возрастает их плотность (рис. 4, б). Одна из этих областей становится мезополосой локализованной пластической деформации, охватывая значительную часть сечения образца (рис. 4, в). Внутри этой мезополосы продолжают образовываться длинные микрополосы локализованной

пластической деформации, ориентация которых по всей длине или остается неизменной, или многократно изменяется. В итоге, с ростом степени деформации е р1 длина и ширина мезополосы локализованной пластической деформации увеличиваются. Наконец, мезополоса пересекает все поперечное сечение образца и возникает макрополоса локализованной пластической деформации (рис. 4, г). На кривой течения это соответствует моменту завершения линейной стадии деформационного упрочнения и началу линейной стадии деформационного разупрочнения (см. рис. 2). В местах выхода этой макрополосы на боковые поверхности образца возникает широкая область сужения со слабым углублением (шейка). При дальнейшей деформации плотность ме-зополос внутри макрополосы увеличивается, в некоторых местах макрополосы ее внутренняя структура при использованном в работе увеличении не выявляется (рис. 4, г). При этом ширина макрополосы и ее ориентация относительно направления растяжения практически не изменяются и составляют соответственно 500600 мкм и примерно 60°.

Стадия развития макрополосы локализованной пластической деформации с формированием симметричной области сужения на боковых поверхностях образца (шейки) для субмикрокристаллического титана соответствует линейному участку деформационного разупрочнения (рис. 2). На этой стадии область сужения остается симметричной с небольшим углублением; при ширине рабочей части образца 2 500 мкм оно составляет не более 100 мкм (рис. 5, а). Дальнейшая локализация пластической деформации на макроуровне происходит не простым сужением в шейке с последующим разрывом, а путем “соскальзывания” одной части образца относительно другой вдоль макрополосы (рис. 5). В результате этого процесса форма области сужения становится несимметричной, что на кривой течения сопровождается появлением еще одной стадии деформационного разупрочнения. Направление движения материала по разные стороны от поверхности “соскальзывания” отличается друг от друга (рис. 5, в). Схема “соскальзывания” приведена на рис. 5, г. С одной стороны от поверхности” соскальзывания” перемещение материала происходит под углом 40-70° относительно направления растяжения, с другой стороны оно близко к направлению растяжения. При этом скорость перемещения с одной стороны примерно в два раза меньше, чем с другой. В непосредственной близости от поверхности “соскальзывания” перемещение материала вихреобразное, с изменением направления движения от V1 к V2 (рис. 5, г). В ходе деформации одно из направлений перемещения (с углом ~ 40-70°) сохраняется, а второе постепенно приближается к направлению растяжения. В результате развития такого процесса происходит разделение образца на части без образования и раскрытия

Рис. 5. Симметричная (а) и несимметричная (б) области сужения в макрополосе локализации; “соскальзывание” (в) двух частей образца друг относительно друга в макрополосе локализации; схема “соскальзывания” (г) в субмикрокристаллическом титане при растяжении при 573 К

трещины. Такое разрушение во многом подобно наблюдавшемуся на монокристаллах алюминия и меди, у которых в процессе деформации при 4.2 К при слабо развитой шейке возникали узкие зоны интенсивного

сдвига в первичной или вторичной системе скольжения, где деформация локализовалась до тех пор, пока не сосредоточивалась в одной плоскости [10]. При этом разрушение происходило после существенного удлинения при слабо развитой шейке.

Как показано на рис. 3, склонность к локализации пластической деформации на макроуровне с повышением температуры деформации до 623 К резко понижается. По всем признакам, кроме резко возросшей пластичности, кривые течения субмикрокристалличес-кого титана при 623 К схожи с кривыми течения поли-кристаллического титана. По данным работы [7] в наноструктуре титана, полученного интенсивной пластической деформацией кручением, при 623 К происходят качественные изменения: повышается диффузионная активность границ зерен, что сопровождается зернограничным возвратом, то есть границы зерен переходят в более равновесное состояние. Эти процессы могут привести к изменению деформационного поведения субмикрокристаллического титана и приближению его свойств к свойствам поликристаллического материала. По данным работы [7] заметные структурные изменения и рост зерен до 2-4 мкм наблюдаются после изотермического отжига при 773 К, однако в условиях активной пластической деформации эти процессы могут начаться при более низких температурах.

У субмикрокристаллического титана при 623 К до появления шейки (широкая зона сужения со слабым углублением) никаких признаков мезо- и макролокализации пластической деформации не наблюдалось. Поверхностный рельеф в области шейки и вне ее ничем не отличался. При дальнейшей деформации либо в центре шейки, либо у одного из ее краев появлялась трещина, которая, подрастая в длину ступенчато и расширяясь, приводила к разрушению образца.

Развитие деформационного рельефа у поликрис-таллического титана происходило следующим образом. При температурах деформации 273-573 К никаких признаков мезо- и макролокализации пластической деформации не наблюдалось до момента достижения на кривой течения максимального напряжения ст в. При ст = ст в появлялась очень широкая зона сужения со слабым углублением. Усиление сужения при дальнейшей деформации сопровождалось падением напряжения течения вплоть до момента появления трещины с последующим быстрым разрушением образца. При 623 К при ер1 =9 % на образце появилась область со слабым сужением (шириной до 2 мм), что на кривой течения сопровождалось линейным разупрочнением с низким коэффициентом (=150 МПа). При деформации е р1 > 24% у одного края образца появилась трещина, которая подросла в длину до 400 мкм и затупилась до ширины ~300 мкм, сформировав перед собой в оставшемся сечении полосу шириной 400-600 мкм, где

происходило соскальзывание одной части образца относительно другой. Полоса не имеет ни особого контраста, ни мезополос локализации. Структура ее ничем не отличалась от структуры остальной части образца. Полоса обнаруживается лишь по фиксируемому на снимках движению светлых областей поверхности материала. Формирование такой полосы сопровождается резким падением напряжения и последующим разрушением оставшегося сечения образца без раскрытия трещины. Такой же вид разрушения наблюдался у одного из образцов субмикрокристаллического титана при температуре деформации 623 К, что хорошо согласуется с данными, представленными на рис. 3, где величина стт/ств для субмикрокристаллического и поликристал-лического титана при данной температуре одинаковы.

5. Влияние структурно-фазового состояния и скорости деформации на локализацию пластической деформации на мезо- и макромасштабном уровнях

Глубокая пластическая деформация прокаткой при комнатной температуре приводит к изменению дислокационной субструктуры и состояния границ зерен в субмикрокристаллическом титане. Прежде всего, это выражается в увеличении плотности дислокаций и степени неравновесности границ нанозерен. Такие изменения в состоянии дефектной подсистемы приводят к некоторым изменениям в характере локализации пластической деформации на мезо- и макромасштабном уровнях.

При растяжении со скоростью 3 • 10-5 с-1 вдоль направления прокатки в прокатанном субмикрокристал-лическом титане локализация пластической деформации на макромасштабном уровне наблюдалась в двух конфигурациях. У ряда образцов сначала формировалась одиночная макрополоса под углом ~60° к оси растяжения, затем рядом с первой и параллельно ей формировалась вторая полоса (рис. 6, а). При этом наблюдалась несимметричная шейка, обусловленная смещением одной части образца относительно другой внутри сдвоенной полосы, и этот сдвиг приводил к разрушению образца. У других образцов, прошедших ту же самую термомеханическую обработку, последовательно формировались две пересекающиеся под углом ~60° макрополосы локализованной пластической деформации. Наиболее мощная из них в ходе деформации тоже становилась сдвоенной (рис. 6, б), разрушение образца происходило с образованием несимметричной шейки и сдвига одной части образца относительно другой внутри сдвоенной полосы. Иначе говоря, в обоих случаях разрушению предшествовало образование диполя макрополос локализации пластической деформации. Такие диполи формируются и в по-

Рис. 6. Сдвоенная макрополоса локализации (а) и две пересекающиеся макрополосы локализации (б), одна из которых — сдвоенная, в субмикрокристаллическом титане при деформации растяжением со скоростью 3 • 10-5 с-1 при комнатной температуре после предварительной глубокой деформации прокаткой

ликристаллическом (крупнозернистом) титане, который до растяжения был подвергнут холодной пластической деформации прокаткой [11].

Предварительные исследования показали, что на характер локализации пластической деформации на макромасштабном уровне влияет и скорость деформации. Увеличение скорости деформации субмикрокристалли-ческого титана от 3 • 10-5 до 3 • 10-3 с-1 привело к следующим изменениям в процессе локализации пластической деформации. Во-первых, в субмикрокристаллическом титане без предварительной прокатки формировались как одиночные макрополосы, так и пары пересекающихся макрополос. Во-вторых, формирование макрополос любой конфигурации наблюдалось лишь на стадии разупрочнения.

Мезо- и макрополосы локализованной деформации наблюдаются и при растяжении образцов, предварительно подвергнутых дорекристаллизационным отжигам в интервале температур 473-673 К. В то же время, у рекристаллизованных образцов титана мезо- и макрополос локализованной деформации при растяжении не наблюдалось.

6. Заключение

Субмикрокристаллический титан имеет высокую склонность к локализации пластической деформации в интервале температур термической стабильности его структуры (273-573 К). При 623 К, когда субмикрокрис-таллическая структура нестабильна, механические свойства субмикрокристаллического и поликристал-лического титана, как и развитие деформационного рельефа, становятся схожими. Формирование макрополосы локализованной пластической деформации у субмикрокристаллического титана соответствует на кривой течения линейной стадии с низким коэффициентом деформационного упрочнения. Окончание этой стадии соответствует выходу полосы на боковые поверхности образца и появлению на них симметричной области сужения. Смена ее формы с симметричной на несимметричную происходит при соскальзывании двух частей образца друг относительно друга вдоль макрополосы деформации и сопровождается разрушением без раскрытия трещины. Деформационное поведение и локализация пластической деформации у образцов суб-микрокристаллического титана, вырезанных вдоль и

поперек направления равноканального углового прессования, отличаются лишь количественно. Качественного различия в развитии этих процессов не наблюдается. С момента формирования макрополосы локализованной пластической деформации стадийность кривой течения субмикрокристаллического титана отражает развитие пластической деформации в этой полосе. Предварительная глубокая пластическая деформация прокаткой субмикрокристаллического титана приводит к формированию в процессе растяжении со скоростью 3 • 10-5с-1 на рабочей базе образцов сдвоенных макрополос локализации пластической деформации как в одиночной конфигурации, так и в паре пересекающихся макрополос. Локализация пластической деформации в виде мезо- и макрополос также наблюдается и при более высокой (3 • 10-3 с-1) скорости деформации. Эффект формирования мезо- и макрополос не устраняется доре-кристаллизационными отжигами в интервале температур 473-673 К. У рекристаллизованных образцов титана мезо- и макрополосы локализованной пластической деформации не наблюдаются.

Работа выполнена при финансовой поддержке РФФИ (грант № 00-02-17911) и Министерства образования РФ (проект № 002.03.01.19).

Литература

1. Панин В.Е., Деревягина Л.С., Валиев РЗ. Механизм локализованной

деформации субмикрокристаллической меди при растяжении // Физ. мезомех. - 1999. - Т. 2. - № 1-2. - С. 89-95.

2. Kobrel A., Martin P. Microstructural events of macroscopic strain localization in prestrained tensile specimens // Acta met. - 1988. -V. 36. - No. 9. - P. 2575-2586.

3. Kobrel A., Dybiec H. The problem of the negative strain-rate sensitivity

of metals under the Portevin - Le Chatelie deformation conditions // Acta met. - 1981. - V. 29. - No. 1. - P. 89-93.

4. Martin P., Baudelet B., Esperanse G.B., Kobrel A., Shmitt J.H. Macroscopic strain localization: role of microstructural instabilities // Strength of metals and alloys (ICSMA 8). - 1988. - P. 403-408.

5. Spitzig W.A. Deformation behavior of nitrogenated Fe-Ti-Mn and Fe-Ti single crystals // Acta met. - 1981. - V. 29. - P. 1359-1377.

6. Валиев Р.З., Александров И.В. Наноструктурные материалы: получение, структура, свойства. - М.: Наука, 1999. - 244 с.

7. КолобовЮ.Р., Кашин О.А., СагымбаевЕ.Е. и др. Структура, меха-

нические и электрохимические свойства ультрамелкозернистого титана // Изв. вузов. Физика. - 2000. - № 1. - С. 77-85.

8. Weertman J.R. Mechanical properties of nanomicrocristalline metals // J. Mater. Sci. and Eng. - 1993. - V. A116. - No. 197. - P. 161-163.

9. Мороз Л.С. Механика и физика деформаций и разрушение материалов. - М.: Машиностроение, 1984. - 224 с.

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

11. Буркова С.П. Закономерности локализации пластического течения и разрушения на мезомасштабном уровне холоднокатаных металлических поликристаллов и их сварных соединений // Автореф. дис. ... канд. техн. наук. - Томск: ИФПМ СО РАН, 2000.