Особенности локализации деформации и механического поведения титана ВТ1-0 в различных структурных состояниях

Особенности локализации деформации и механического

поведения титана ВТ1-0 в различных структурных состояниях

А.В. Панин, В.Е. Панин, Ю.И. Почивалов, В.А. Клименов,

И.П. Чернов1, Р.З. Валиев2, М.С. Казаченок, А.А. Сон1

Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634021, Россия 1 Томский политехнический университет, Томск, 634034, Россия 2 Институт физики перспективных материалов при УГАТУ, Уфа, 450025, Россия

Изучено влияние структурного состояния технического титана ВТ1-0 на характер локализации пластического течения на различных масштабных уровнях и стадийность кривых «напряжение - деформация» при растяжении. Поликристаллы отожженного и холоднокатаного материала характеризуются квазиоднородным распределением пластического течения и высоким деформационным упрочнением. Создание субмикрокристаллической структуры в поверхностном слое холоднокатаного материала или во всем объеме образца приводит к возникновению локализации пластического течения на микро-, мезо- и макроуровнях. Микро- и мезополосы локализованной деформации вызывают слабое деформационное упрочнение материала. Макролокализация пластического течения обусловливает падение внешнего деформирующего напряжения. Специфические механизмы локализации деформации в поверхностном слое образца определяют формирование в его объеме полосовой дислокационной субструктуры.

1. Введение

Благодаря высоким значениям удельной прочности и коррозионной стойкости, низкой теплопроводности и малому коэффициенту линейного расширения титан и его сплавы широко используются в различных отраслях промышленности. Однако постоянный рост требований, предъявляемых к функциональной надежности конструкций и изделий, обусловливает необходимость создания новых более прочных материалов. Одним из способов улучшения физико-механических свойств титана является формирование в объеме материала или на его поверхности субмикрокристаллического состояния, характеризуемого высокими внутренними напряжениями, наличием больших упругих искажений кристаллической решетки вблизи границ зерен, высокой плотностью деформационных дефектов в границах зерен, которые составляют около 10об.% от общего объема материала [1, 2]. Отличительной чертой материалов с субмик-рокристаллической структурой является их высокая склонность к локализации деформации на различных масштабных уровнях. Вследствие этого механическое поведение титана оказывается существенно различным в зависимости от того, как формируется в нем субмикро-кристаллическое состояние [3-8].

В работах последних лет [6, 9-14] обнаружено, что поверхностные слои нагруженных твердых тел являются автономным мезоскопическим структурным уровнем пластической деформации. В них развиваются специфические механизмы деформации различных масштабных уровней. Состояние поверхности существенно влияет на характер деформации в объеме материала и механическое поведение деформируемого твердого тела в целом. Одним из методов воздействия на структурное состояние поверхностного слоя является ультразвуковая обработка, позволяющая сформировать суб-микрокристаллическую структуру в тонком приповерхностном слое толщиной ~200 мкм [9]. Ранее в работе [12] было показано, что при растяжении образцов холоднокатаной малоуглеродистой стали Ст3, подвергнутой ультразвуковому воздействию, на их поверхности наблюдаются полосы локализованной деформации различных масштабов. В зависимости от характера развития указанных полос прочность и пластичность Ст3 могут изменяться в широких пределах.

Наряду с этим, известно [15, 16], что наводорожи-вание титана позволяет в зависимости от времени насыщения как упрочнять, так и разупрочнять материал. Особенно сильно воздействие водорода должно прояв-

© Панин А.В., Панин В.Е., Почивалов Ю.И., Клименов В.А., Чернов И.П., Валиев Р.З., Казаченок М.С., Сон А.А., 2002

ляться в субмикрокристаллических материалах, имеющих протяженные границы зерен и повышенную плотность дефектов. Как показано в работе [6], водородная обработка тонкого (2 мкм) приповерхностного слоя суб-микрокристаллического а-железа активизирует потоки поверхностных дефектов, распространяющиеся в образце при его последующем нагружении. В результате степень локализации деформации в образцах а-железа уменьшается, приводя к увеличению его пределов текучести и прочности. Наоборот, поверхностное наводоро-живание образцов субмикрокристаллического титана приводит к снижению деформирующего напряжения и уменьшению относительного удлинения при растяжении.

В рамках представлений физической мезомеханики вполне естественно, что в поверхностных слоях деформируемого материала пластическое течение может развиваться на всех масштабных уровнях: микро, мезо и макро. Однако исследование специфических механизмов деформации поверхностных слоев и их влияния на характер деформации объема образца находится в самой начальной стадии. Тем более, пока нет ясного понимания влияния данных процессов на механическое поведение материала в зависимости от его структурного состояния.

В настоящей работе поставлены следующие задачи:

1. Изучить характер локализации пластической деформации на мезо- и макромасштабном уровнях на поверхности и на микроуровне в объеме образцов технического титана ВТ1-0 в различных структурных состояниях: рекристаллизованном, холоднокатаном, имеющих субмикрокристаллическую структуру в поверхностном слое или во всем объеме материала, а также подвергнутых наводороживанию.

2. Выяснить влияние специфических механизмов деформации поверхностных слоев на характер пластического течения в объеме материала.

3. Исследовать влияние локализации деформации в поверхностном слое на мезо- и макромасштабном уровнях на стадийность кривых «напряжение - деформация».

Сравнение особенностей деформационного поведения технического титана в различных структурных состояниях позволяет получить важную информацию о влиянии механизмов деформации поверхностных слоев на характер пластического течения и разрушения объема материала.

2. Материалы и методика исследований

В работе исследовали технически чистый титан марки ВТ1-0 (состав вес.%: 0.18 Fe; 0.1 Si; 0.07 С; 0.12 О; 0.01 Н; 0.04 К) в рекристаллизованном состоянии и в состоянии холодного проката. Для формирования суб-микрокристаллической структуры в тонком приповерхностном слое холоднокатаную пластину ВТ1-0 под-

вергали ультразвуковой обработке с одной стороны. Деформирование поверхности выполняли на установке УЗДН-1/2.7 путем возбуждения в обрабатывающем инструменте ультразвуковых колебаний. Амплитуда и частота колебаний рабочей поверхности волновода составляли 75 мкм и 21 кГц соответственно. Деформирующий инструмент диаметром 5 мм прижимался к поверхности обрабатываемой пластины со статической нагрузкой 200 Н.

Субмикрокристаллическую структуру во всем обье-ме образцов титана получали методом интенсивной пластической деформации путем равноканального углового прессования в инструменте с углом пересечения каналов 2Ф = 90°. Обработку проводили при температуре ~673 К, задавая 8 циклов с поворотом бруска на 90° после каждого прохода.

Насыщение водородом образцов титана осуществляли при комнатной температуре в 1 М растворе электролита (LiOH + H2O) при плотности тока 1 А/см2 в течение 60 минут. Толщину наводороженного слоя определяли на масс-спектрометре вторичных ионов МС-7201М с послойным разрешением 3-5 нм и элементной чувствительностью на уровне 10—3—10-4 ат.%.

Образцы для испытаний изготавливали методом электроискровой резки в форме двусторонней лопатки с размерами рабочей части 2x1x10 мм3 (для растяжения in situ в сканирующем туннельном микроскопе) и 9x2x60 мм3 (для растяжения в испытательных машинах).

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

Одноосное статическое растяжение с автоматической записью кривых нагружения проводили на испытательной машине Schenk Sinus-100 при комнатной температуре со скоростью нагружения 5 -10—3 мм/с.

Дислокационную структуру исследовали с помощью просвечивающего электронного микроскопа (ПЭМ) ЭМВ-100Б при ускоряющем напряжении 100 кВ.

Развитие деформационного рельефа изучали на лицевой поверхности плоских образцов с использованием оптико-телевизионного измерительного комплекса TOMSC и сканирующего туннельного микроскопа (СТМ) Nanometr-1. Количественную аттестацию пластической деформации проводили путем анализа полей векторов смещений, получаемых с помощью компьютерной обработки оптических изображений.

3. Экспериментальные данные

3.1. Микроструктура исходных образцов

В результате микроструктурных исследований установлено, что в образцах титана, подвергнутых холодному прокату или рекристаллизационному отжигу, наблюдается равноосная зеренная структура (размер зерен

находится в пределах 5-10 мкм). Плотность дислокаций внутри зерен холоднокатаного материала достаточно велика и достигает р ~ (6-7)-109 см-2 (рис. 1, а). В отожженном титане величина р ~ (1-5)-108 см-2.

Характерной особенностью структуры поверхностного слоя холоднокатаного титана, подвергнутого ультразвуковой обработке, является наличие полосовой дислокационной субструктуры в виде параллельных дислокационных субграниц (рис. 1, б). Последние принято называть в литературе микрополосами локализованной деформации. В [17, 18] подобные полосы в суб-микрокристаллических материалах классифицируют как мезоскопические. Скорее всего, они являются промежуточными между микро- и мезомасштабными уровнями. Расстояние между ними составляет 0.2-0.5 мкм. Материал между микрополосами фрагментирован на субзерна неравноосной формы, вытянутые в направлении микрополос. Разориентация внутри фрагментированной субструктуры достигает 2-6°. Плотность дислокаций составляет р ~ 1011 см-2.

Микроструктура образцов титана, подвергнутых равноканальному угловому прессованию, представлена на рис. 1, в. Размер зерен варьируется в широких пределах (от 0.1 до 2-3 мкм). Крупные зерна фрагментированы на субзерна с разориентацией 5-10°. Доля большеугловых границ составляет ~60 %, что свидетельствует о высоконеравновесной зеренной структуре. Плотность дислокаций в зернах и субзернах не превышает р ~ ~ 1010 см-2.

Представленные на рис. 1, б, в дислокационные субструктуры являются типичными для механизмов деформации мезомасштабного уровня. Поэтому при растяжении образцов титана, имеющих субмикрокристал-лическую структуру в поверхностном слое или во всем объеме, следует ожидать развитие мезо- и макрополос локализованной деформации. Можно предполагать, что высокая плотность дислокаций в холоднокатаном титане (рис. 1, а) будет определять его поведение при растяжении на стадии, близкой к четвертой по классификации [19-21].

3.2. Особенности развития поверхностного деформационного рельефа и дислокационной субструктуры в объеме материала при растяжении

На рис. 2, а, б приведены СТМ- и оптическое изображения деформационного рельефа, возникающего при растяжении холоднокатаных образцов титана. В процессе нагружения предварительно полированная поверхность постепенно приобретает зернистую структуру. Как видно из рис. 2, б, макродеформация титана распределена однородно по всей рабочей части нагруженных образцов. Однако сканирующая туннельная микроскопия обнаруживает слабовыраженную мезополосовую субструктуру (рис. 2, а).

Рис. 1. ПЭМ-изображения структуры и микроэлектронограммы образцов ВТ1-0, подвергнутых холодному прокату

Просвечивающая электронная микроскопия нагруженного материала не выявляет признаков деформации мезомасштабного уровня (в виде полосовых дислокационных субструктур). В объеме образца формируются структуры с высокой плотностью дислокаций (р ~

Рис. 2. Деформационный рельеф на поверхности (а, б) и дислокационная структура в объеме (в) холоднокатаных образцов титана, подвергнутых растяжению: а — СТМ-изображение, 8 = 23 %, х 170; б — оптическое изображение, 8 = 20 %, х 20; в — ПЭМ-изображение, 8 = 25 %, х 12 000

~ 1012 см-2). Причем отдельные дислокации не разрешаются. Большое количество экстинкционных контуров вблизи шейки свидетельствует о высоких внутренних напряжениях. При анализе темнопольных изображений обнаружены смещения экстинкционных контуров, которые подтверждают наличие как непрерывных, так и дис-

кретных разориентировок соседних участков на большие углы (> 20°). При этом кривизна кристаллической решетки, определенная методом [22], может достигать 0.5 рад/мкм. В отдельных участках образца обнаруживается формирование ячеисто-сетчатых структур.

При растяжении образцов холоднокатаного титана, подвергнутого предварительной ультразвуковой обработке, на их лицевой поверхности наблюдаются два типа полос локализованной пластической деформации, направленных под углом 45° к оси нагружения. Исследования с помощью сканирующего туннельного микроскопа обнаружили мезополосы, проявляющиеся в виде экструдированного материала, ширина которых составляет ~80 мкм (рис. 3, а). Их высота постепенно увеличивается с ростом деформации и при 8 = 18 % достигает 3-4 мкм.

Другой тип полос, распространяющихся на лицевой поверхности образца вдоль его рабочей части по схеме волны полного внутреннего отражения, выявляется при использовании оптического микроскопа (рис. 3, б). Они развиваются на стадии равномерного удлинения образца и распространяются зигзагообразно через всю ширину лицевой поверхности, осуществляя макролокализацию деформации в поверхностном слое, имеющем суб-микрокристаллическую структуру. Ширина макрополос составляет ~300 мкм. На обратной стороне плоского образца (не обработанной ультразвуком) макрополосы локализованной деформации не возникают. Макрополосы, по существу, формируют протяженную зигзагообразную шейку в субмикрокристаллическом поверхностном слое всей рабочей части образца1. Такие полосы появляются при степени деформации 8 = 2-3 %, при дальнейшем нагружении локально утоняют образец в области протяженной зигзагообразной шейки и формируют первую стадию макролокализации деформации, связанную со спецификой пластического течения суб-микрокристаллического поверхностного слоя.

Развитие в поверхностных слоях мезо- и макрополос локализованной деформации, наблюдаемое при растяжении образцов титана, подвергнутых предварительной ультразвуковой обработке, оказывает существенное влияние на дислокационную субструктуру холоднокатаной подложки. В объеме материала формируются полосовые дислокационные субструктуры с размытыми границами, для которых характерны дискретные раз-ориентировки на углы более 15° (рис. 3, в). Материал между микрополосами оказывается фрагментирован: размеры фрагментов достигают 1-2 мкм в длину и 0.1-

0.3 мкм в ширину; их разориентация составляет 2-6°. Плотность дислокаций внутри микрополос превышает

1 По аналогии с терминологией [8, 23] представленная на рис. 3, б макрополоса локализованной деформации может быть названа зигзагообразной «диффузной шейкой».

Рис. 3. Деформационный рельеф на поверхности (а, б) и дислокационная структура в объеме (в), возникающие при растяжении холоднокатаных образцов титана с субмикрокристаллической структурой лицевого поверхностного слоя: а — СТМ-изображение, 8 = 18 %, х 170; б — оптическое изображение, 8 = 16 %, х 20; в — ПЭМ-изобра-жение, 8 = 18 %, х 12 000

1010 см-2. Зоны сильно выраженных полосовых дислокационных субструктур перемежаются участками вы-

сокодефектного материала с плотностью дислокаций > 1011 см-2, которые могут быть распределены как равномерно, так и образовывать неразориентированные

ячеистые структуры с широкими дислокационными границами.

Вторая стадия макролокализации пластического течения образцов титана развивается в объеме материала, обусловливая возникновение шейки и разрушение образца. Измерение полей векторов смещений позволяет выявить четкую связь механизма образования шейки в образцах с субмикрокристаллической структурой в поверхностном слое или объеме материала с развитием макрополос локализованной деформации.

На рис. 4 и 5 приведены два примера развития макрополос локализованной деформации в шейке образцов титана с субмикрокристаллической структурой в поверхностном слое при растяжении. На рис. 4 представлен случай возникновения асимметричной шейки, когда в ней развивается одна макрополоса локализованной деформации. Вдоль данной полосы обе части образца смещаются друг относительно друга в противоположных направлениях максимальных касательных напряжений т тах (рис. 4, б). Завершается этот процесс развитием вдоль макрополосы магистральной трещины, которая обусловливает разрушение образца вдоль направления т тах (рис. 4, в).

На рис. 5 изображен случай возникновения симметричной шейки. Два боковых макроконцентратора напряжений генерируют симметричные сдвиги в двух сопряженных направлениях ттах. Их векторная сумма формирует область симметричной шейки, в которой развиваются две пересекающиеся макрополосы локализованной деформации со сдвигами в сопряженных направлениях т тах. Завершается этот процесс разрушением образца, характер которого представлен на рис. 5, в.

Следует подчеркнуть, что субмикрокристаллическое состояние поверхностного слоя титана способствует формированию в шейке холоднокатаного образца четко выраженных макрополос локализованной деформации. В случае растяжения обычных поликристаллических образцов дислокационная деформация на микромасштабном уровне размывает макрополосы и они оказываются слабо выраженными.

Как и в случае поликристаллического титана, подвергнутого ультразвуковой обработке, в процессе растяжения образцов субмикрокристаллического титана, полученного при равноканальном угловом прессовании, на их поверхности развиваются мезо- и макрополосы локализованной деформации (рис. 6)1. Однако макрополосы шириной ~300 мкм, выявленные с помощью оптического микроскопа, обнаруживаются на поверхности субмикрокристаллического титана лишь при степени

1 Полосовые дислокационные структуры, возникающие при растяже-

нии субмикрокристаллического титана, хорошо известны в литературе [3-5, 7, 8] и на рис. 6 не приводятся.

Рис. 4. Образование несимметричной шейки и характер разрушения при растяжении холоднокатаного образца титана с субмикрокристал-лической структурой на лицевой поверхности: оптическое изображение лицевой поверхности образца (а); поле векторов смещений на лицевой поверхности образца (б); характер разрушения образца (в); 8 = 18 %. х 15

Рис. 5. Образование симметричной шейки и характер разрушения при растяжении холоднокатаного образца титана с субмикрокристал-лической структурой на лицевой поверхности: оптическое изображение лицевой поверхности образца (а); поле векторов смещений на лицевой поверхности образца (б); характер разрушения образца (в); 8 = 17 %. х 15

деформации 8 > 9%. Как видно из рис. 6, б, в, данные полосы также представляют собой зигзагообразную шейку на рабочей части образца.

Сравнение образцов титана, имеющих различные размеры рабочей части (2х1х10 и 9х2х60 мм3), показало, что расстояние между мезополосами локализованной пластической деформации не зависит от геометрии образцов. Это является дополнительным свидетельством корректности классификации поверхностных полос экструдированного материала как механизма деформации мезомасштабного уровня.

Наводороживание тонкого1 приповерхностного слоя образцов титана, подвергнутых ультразвуковой обработке либо равноканальному угловому прессованию, интенсифицирует развитие мезо- и макрополос локализованной деформации и позволяет более детально исследовать их тонкую структуру (рис. 7). Из рис. 7 видно, что мезополосы экструдированного материала шириной ~ 80 мкм, обнаруженные на поверхности образца, состоят из отдельных ламелей, испытывающих сдвиг как целое относительно друг друга. В свою очередь, в

1 Согласно данным вторичной ионной масс-спектрометрии глубина проникновения водорода не превышает 2 мкм.

пределах каждой ламели проявляется еще более мелкая поперечная ламельная структура.

Следует подчеркнуть, что ламельная структура поверхностных экструдированных мезополос наблюдается не только на рабочей части образца, но и на его головках. Последнее характерно для образцов ВТ1-0, подвергнутых как ультразвуковой обработке или равноканальному угловому прессованию, так и последующему их наводороживанию. Данный результат позволяет считать, что выявляемые на поверхности экструдированные мезополосы локализованной деформации отражают исключительно специфические механизмы пластического течения поверхностных слоев деформируемого материала.

3.3. Исследование механических характеристик

Микротвердость отожженных и холоднокатаных образцов титана составляет соответственно 1900 и 2 200 МПа. Ультразвуковая обработка холоднокатаных образцов приводит к увеличению Н^ в тонком поверхностном слое до 3 200 МПа. По мере удаления от поверхности микротвердость снижается и на глубине ~200 мкм достигает исходного значения. Микротвердость образцов титана, подвергнутых равноканальному угловому прессованию, не превышает 3 000 МПа.

Испытания на одноосное статическое растяжение показали (рис. 8), что кривые а-8 отожженного титана хорошо согласуются с известными литературными данными. Дислокационная деформация отожженного титана выше предела текучести (ат ~ 220 МПа) характеризуется высоким деформационным упрочнением и большим относительным удлинением.

Предварительная холодная прокатка по сравнению с отожженным состоянием примерно в два раза повышает предел текучести материала. Деформационное упрочнение на кривой а-8 остается высоким вплоть до появления шейки. Такое механическое поведение свидетельствует об определяющей роли дислокационных механизмов пластического течения при растяжении холоднокатаного титана.

Ультразвуковая обработка и равноканальное угловое прессование титана по-разному влияют на поведение кривых «напряжение - деформация» (рис. 8).

В результате ультразвуковой обработки холоднокатаного образца наблюдается небольшое увеличение его предела текучести при значительном снижении как прочности, так и пластичности материала. Кривая «напряжение - деформация» характеризуется наличием протяженной стадии слабого деформационного разупрочнения (рис. 8, кривая 3). Характерно, что начало стадии деформационного разупрочнения точно соответствует появлению на рабочей части образца при 8 ~ ~1-2% макрополосы локализованной деформации в виде протяженной зигзагообразной шейки. Длительная эволюция зигзагообразной шейки, распределенной вдоль всей рабочей части образца, соответствует большой протяженности стадии деформационного разупрочнения на кривой а-8.

Равноканальное угловое прессование титана вызывает рост всех его прочностных характеристик при одновременном уменьшении пластичности. На кривой а-8 наблюдается хорошо выраженная стадия деформационного упрочнения, сменяющаяся коротким участком падения а (рис. 8, кривая 4). И в этом случае стадия падения на кривой а-8 возникает только при появлении в деформируемом образце зигзагообразной макрополосы локализованной деформации при 8 ~ 9 %. Ее сильно выраженная локализация на рабочей части образца и более быстрое развитие в ходе его нагружения соответствует малой протяженности стадии падения на кривой а-8.

4. Обсуждение результатов

Согласно синергетическим принципам физической мезомеханики [24] пластическая деформация нагруженных твердых тел не может реализоваться под действием средних приложенных напряжений. Она осуществляется сугубо локально по схеме «сдвиг + поворот» за счет релаксации концентраторов напряжений различных масштабов. Базовым концентратором напряжений явля-

Рис. 6. СТМ-

ется головка образца, на которой сосуществуют области, испытывающие различную степень упругой деформации.

При нагружении первичные сдвиги происходят в поверхностных слоях, имеющих меньший модуль упругости, чем в объеме образца, и раньше его теряющих свою сдвиговую устойчивость. Кристаллическая решетка объема материала, продеформированная в меньшей степени, препятствует распространению сдвига в по-

Рис. 7. СТМ-изображения поверхности образца ВТ1-0, подвергнутого растяжению на 8 = 16 % после предварительной ультразвуковой обработки и наводораживания. Размер изображений: 400х400

верхностном слое, приводя к возникновению на поверхности складки (высотой в несколько атомных слоев) с высокими значениями локальной кривизны и изгиба-кручения. При достижении критической кривизны в вершинах складок зарождаются деформационные дефекты (дислокации, дисклинации, мезополосы локализованной деформации), которые уходят в объем материала, осуществляя его пластическое течение [14].

Наиболее убедительно данная концепция обоснована экспериментальными исследованиями на микромасштабном уровне [9, 10, 25-27]. При деформации высокопластичных металлов с плотноупакованной кристаллической решеткой (медь, золото) зарождение дислокаций на поверхности и их высокая подвижность в объеме материала затрудняют обнаружение деформационного рельефа поверхностного слоя на начальных стадиях пластического течения. Однако при больших степенях деформации атомная силовая или сканирующая туннельная микроскопия отчетливо выявляет как складчатую структуру на поверхности, так и дислокационные ямки (или их цепочки) на вершинах складок [10, 26, 27]. Представленные на рис. 2, а, б СТМ- и оптическое изображения поверхности холоднокатаного образца после его растяжения на 8 = 20-23 % не обнаруживают ярко выраженных эффектов локализации деформации. Просвечивающая электронная микроскопия (рис. 2, в) свидетельствует об определяющей роли дислокационных механизмов деформации холоднокатаных образцов титана при комнатной температуре. Соответственно кривая 2 на рис. 8 имеет протяженную стадию деформационного упрочнения, а материал характеризуется высокой пластичностью (8 ~ 30 %).

Если заблокировать в материале дислокационную деформацию на микромасштабном уровне, то мезопо-лосы экструдированного материала в поверхностных слоях деформируемого образца выявляются уже на ранних стадиях нагружения [9, 12, 14]. Согласно [28], в материале с однородной субмикрокристаллической структурой зарождение дислокаций затруднено, так как необходимые для этого микроконцентраторы напряжений эффективно релаксируют в сдвигонеустойчивой прослойке дефектной фазы1. Высокий уровень деформирующих напряжений в таком материале обеспечивает возникновение в нем концентраторов напряжений мезо-и макромасштабного уровня. Поэтому в пластическое течение материала с субмикрокристаллической структурой значительный вклад вносит распространение мезо- и макрополос локализованной деформации [3-9, 29-32].

В настоящей работе при растяжении титана, имеющего субмикрокристаллическую структуру либо в поверхностном слое, либо во всем объеме холоднокатаного образца, удалось разделить вклад мезо- и макрополос локализованного пластического течения в сопротивление деформации и ход кривой а-8. Поверхностные мезополосы экструдированного материала, представленные на рис. 3, а, 4, а, б, отражают специфику деформации сильно упрочненного поверхностного слоя и формируют его индивидуальный рельеф. Сопряжение поверхностно упрочненного слоя, имеющего субмикро-

1 Если в материале создана сильно неоднородная субмикрокристал-лическая структура, то в крупных зернах развивается дислокационная деформация [7, 8].

кристаллическую структуру, и нижележащего крупнозернистого холоднокатаного материала обусловливает возникновение на их границе квазипериодических концентраторов напряжений. Последние могут быть источниками развития в объеме холоднокатаной подложки полосовой дислокационной субструктуры (рис. 3, в)1.

Отметим, что интенсивное развитие поверхностных мезополос экструдированного материала происходит на стадии деформационного упрочнения субмикрокрис-таллического титана (рис. 8, кривая 4). Это свидетельствует о том, что в отсутствие макролокализации распространение мезополос в поверхностном слое и развитие полосовой дислокационной субструктуры в объеме материала не приводят к падению деформирующего напряжения. Данное утверждение согласуется с известным определением четвертой стадии на кривой а-8 [1921], где развитие полосовой дислокационной субструктуры характеризуется слабым линейным упрочнением (но не разупрочнением).

Мезополосы локализованной деформации, выявляемые в поверхностном слое сканирующей туннельной микроскопией, зарождаются на головке нагружаемого образца, где возникают базовые квазипериодические мезоконцентраторы напряжений [24]. Приведенная на рис. 7 тонкая структура мезополос в наводороженном поверхностном слое титана ВТ1-0 с субмикрокристал-лической структурой позволила вскрыть масштабную многоуровневость сдвигов в мезополосе локализованной деформации. Распространение мезополосы в поверхностном слое в направлении максимальных касательных напряжений ттах происходит поэтапно путем ряда последовательных сдвигов различного масштаба. Каждый сдвиг смещает в мезополосе ламель материала определенного размера. Однако данная ламель смещается не как целое, а путем последовательных поперечных сдвигов более мелких ламелей2.

Такой механизм распространения мезополос качественно подобен движению дислокаций на микромасштабном уровне путем перемещения вдоль линии дислокации порога в поперечном направлении. Это еще раз иллюстрирует то положение, что одновременное пластическое течение во всем объеме нагруженного кристалла в принципе невозможно. Гигантские силы связи в кристаллической решетке могут преодолеваться при пластическом течении сугубо локально и поэтапно. В этом природа локализации пластического течения в деформируемом твердом теле. Масштаб локализации деформации определяется масштабом и характером рас-

1 Этот вопрос исследуется в самостоятельной работе.

2 В литературе подобный механизм описан на основе волновой модели для случая образования мартенситных ламелей [33] и полос макросдвига [34].

I__I__I__I___I__I__I__I__I___I__I__I__I__^

0 5 10 15 20 25 8,%

Рис. 8. Кривые «напряжение - деформация» образцов титана в различных структурных состояниях: отожженном

пределения концентраторов напряжений, возникающих в нагруженном твердом теле, и подвижностью дефектов различного масштабного уровня.

Как видно из рис. 3, б, наряду с экструдированными мезополосами локализованной деформации в поверхностном слое с субмикрокристаллической структурой наблюдается зигзагообразная макрополоса полного внутреннего отражения. Материал в пределах макрополосы интрудируется, что отражает макролокализацию пластического течения в субмикрокристалличес-ком поверхностном слое образца.

Макрополоса локализованной деформации зарождается в переходной зоне между головкой и рабочей частью нагруженного образца, где, согласно [35], формируется базовый макроконцентратор напряжений. Ее развитие на рабочей части сопровождается падением деформирующего напряжения на кривой а-8. Природа этого падения связана с двумя факторами. Во-первых, макролокализация приводит к уменьшению объема суб-микрокристаллического поверхностного слоя образца, одновременно участвующего в пластическом течении. Макроблоки упрочненного поверхностного слоя смещаются относительно друг друга вдоль макрополосы локализованной деформации, что существенно релаксирует внешние деформирующие напряжения. Данный эффект приводит к снижению деформационного упрочнения образца в целом, даже если внутри макрополосы твердость материала возрастает. Впервые подобный механизм влияния макролокализации на снижение сопротивления деформации описан в работе [36].

Во-вторых, под воздействием макрополосы локализованной деформации, распространяющейся в субмик-рокристаллическом поверхностном слое, в холоднокатаной подложке может происходить существенное изменение исходной дислокационной субструктуры. Об этом

а, МПа

о 4 8 12 16 20 в, %

Ри^ 9. Кривые «напряжение - деформация» при растяжении cyбмик-poкpиcтaлличecкиx титана и меди при комнатной тeмпepaтype по данным различные авторов; cyбмикpoкpиcтaлличecкий титан: 1 — настоящая работа, 2 — [5], 3 — [7]; cyбмикpoкpиcтaлличecкaя медь: 4 — [37], 5 — [29]

кocвeннo cвидeтeльcтвyeт ^доставление дислокационные cyбcтpyктyp, представленные на рис 2, в, 3, в. В cyбмикpoкpиcтaлличecкoй меди аналогичный эффект обнаружен в шейке на стадии ильного деформационного paзyпpoчнeния [30]. Эффект деформационного paзyпpoчнeния (имeнyeмый в зapyбeжнoй литepaтype термином work-softening) нaблюдaeтcя при деформации материала, который предварительно упрочнєн по другой cxeмe нaгpyжeния. Естественно ожидать, что эффект деформационного paзyпpoчнeния должен иметь мecтo при развитии мaкpoпoлoc локализованной деформации за cчeт изменения внутрєннєй cyбcтpyктypы как в подложке xoлoднoкaтaнoгo титана, так и титана c cyбмикpo-кpиcтaлличecкoй cтpyктypoй во вceм объеме материала. В cвязи c этим подчеркнем, что деформационное разупрочнение на кривой 3 (рис S) при є = 15-20 % обу^ ловливает значительно более низкое (на 100-200 МПа) ^противление деформации пoвepxнocтнo упрочненного образца по cpaвнeнию c иcxoдным xoлoднoкaтaным титаном.

Характер кривой 4 на рис S для титана c cyбмикpo-криеталличе^ой cтpyктypoй в объеме образца показывает, что резкое падение кривой а-є (при є > 9 %) возникает в том одучае, когда наряду c мeзoпoлocaми экструдированного материала в нагруженном образце развивается зигзагообразная мaкpoпoлoca локализованной деформации. Таким образом, при cyщecтвeннo различном виде кривые а-є для образцов c cyбмикpo-кpиcтaлличecкoй cтpyктypoй в пoвepxнocтнoм cлoe или в объеме образца наблюдается четкая корреляция падения кривой течения c развитием в нагружаемом материале мaкpoпoлoc локализованной деформации. Влияние пoвepxнocтныx мaкpoпoлoc на развитие шейки и геометрию магистральной трещины еще более резко

выражено при разрушении деформируемого материала (рис. 6, 7). Механизм этого влияния будет рассмотрен в другой работе.

В заключение отметим, что в литературе приводятся самые противоречивые данные о механическом поведении материалов, в которых создается субмикрокристал-лическое состояние. В качестве иллюстрации на рис. 9 приведены кривые «напряжение - деформация», полученные различными авторами для титана или меди в субмикрокристаллическом состоянии, подвергнутых растяжению при комнатной температуре [5, 7, 29, 37]. Видно, что ход кривых а-8 может качественно отличаться. Это относится к таким характеристикам, как стадийность деформационного упрочнения, характер деформационного упрочнения или разупрочнения, относительное удлинение при растяжении, уровень деформирующих напряжений и др. Такое неоднозначное поведение кривых а-8 является следствием того, что субмикрокристаллическое состояние, созданное разнообразными способами интенсивной пластической деформации (равноканальное угловое прессование по различным режимам, ковка с постоянной сменой оси деформирования и др.), у различных авторов качественно отличается. Последнее обусловливает существенное различие вкладов механизмов деформации различного масштабного уровня в субмикрокристаллических материалах, полученных разными видами интенсивной пластической деформации1.

5. Выводы

1. При растяжении отожженного и холоднокатаного титана ВТ1-0 сканирующая туннельная и оптическая микроскопия не выявляют на поверхности локализации деформации мезо- и макромасштабного уровней. Дислокационная деформация титана в таких структурных состояниях характеризуется высоким деформационным упрочнением и большим относительным удлинением.

2. Создание субмикрокристаллической структуры в тонком поверхностном слое холоднокатаных образцов титана ВТ1-0 либо во всем их объеме обусловливает склонность материала к локализации пластической деформации на всех масштабных уровнях. Использование сканирующего туннельного микроскопа обнаружило на поверхности нагруженных образцов специфические мезополосы деформации, проявляющейся в виде экструдированного материала. Их ширина не превышает ~80 мкм. Деформация внутри полос осуществляется

1 Подобный вопрос обсуждается также в [8]. Однако, авторы [8], оперируя лишь данными просвечивающей электронной микроскопии, считают дислокационный механизм деформации определяющим в механическом поведении субмикрокристаллического титана и дают свое определение мезомасштабного уровня деформации, который отличается от классификации масштабных уровней в физической мезо-механике [24].

путем многоуровневого последовательного сдвига друг относительно друга отдельных ламелей различного масштаба. Указанные мезополосы экструдированного материала отражают специфику деформации поверхностных слоев образца на мезомасштабном уровне и вызывают развитие в его объеме полосовой дислокационной субструктуры.

3. Макролокализация пластической деформации в субмикрокристаллическом материале развивается в две стадии. На первой стадии она проявляется в виде протяженной зигзагообразной макрополосы шириной ~300 мкм, распространяющейся в поверхностном слое образца с субмикрокристаллической структурой. Макрополоса представляет собой интрудированный в объем образца материал и является, по существу, «диффузной шейкой». Она зарождается у головки образца и распространяется вдоль его рабочей части по схеме волны полного внутреннего отражения. На второй (завершающей) стадии возникают одна, две дипольные [5] или сопряженные макрополосы локализованной деформации, развитие которых формирует локализованную шейку и разрушение образца.

4. Вид кривых «напряжение - деформация» образцов, подвергнутых ультразвуковой обработке или равноканальному угловому прессованию, существенно зависит от характера развития мезо- и макрополос. В случае макролокализации деформации, проявляющейся в возникновении протяженной зигзагообразной макрополосы почти с самого начала нагружения, имеет место отрицательный коэффициент деформационного упрочнения и протяженная стадия слабого деформационного разупрочнения на кривой ст-е. Квазиоднородное распределение пластического течения по всей рабочей части образца субмикрокристаллического титана до е ~ 9 % (при развитии мезополос в поверхностном слое и полосовой дислокационной субструктуры в объеме материала) обусловливает наличие стадии деформационного упрочнения. Возникновение в субмикрокристаллическом титане при е > 9 % макролокализации деформации вызывает падение деформирующего напряжения на кривой ст-е.

5. В инженерном плане макролокализация пластического течения в нагруженном твердом теле всегда опасна, особенно если материал предварительно упрочнен интенсивной пластической деформацией и находится в сильно неравновесном состоянии.

Работа выполнена при финансовой поддержке РФФИ (гранты №№ 02-01-01195, 00-15-96174 и 02-01-06305-мас) и Сибирского отделения РАН (Интеграционный проект № 45).

Литература

1. ВалиевР.З., Александров И.В. Наноструктурные материалы: получение, структура, свойства. - М.: Наука, 1999. - 244 с.

2. Гyceв AM., Peмneль A.A. Нанокристалличе^ие материалы. - M.: Физматлит, 2001. - 224 c.

3. KoлoбoвЮ-P., Kaшин O.A., CaгыlмбaeвE.E. и др. Структура, мexa-

ничеодие и элeктpoxимичecкиe cвoйcтвa yльтpaмeлкoзepниcтoгo титана // Изв. вузов. Физика. - 2000. - М 1. - С. 77-85.

4. Koлoбoв Ю-P., Ka-шин O.A., Дударев E-Ф., Гpaбoвeцкaя Г.П., Пачи-

вaлoвa Г.П., ^иметвB.A., Гиртва H.B., CaгыlмбaeвE.E. Влияние ультразвукового деформирования пoвepxнocти на структуру и мexaничecкиe cвoйcтвa поли^^талличе^ого и нaнocтpyктyp-ного титана // Изв. вузов. Физика. - 2000. - М 9. - С. 45-50.

5. Дударев E-Ф., Бакач Г.П., Гpaбoвeцкaя Г.П., Koлoбoв Ю-P., Ka-шин O.A., Чертва Л-B. Деформационное поведение и локализация плacтичecкoй деформации на мезо- и мaкpoмacштaбныx ypoвняx в cyбмикpoкpиcтaлличecкoм титане // Физ. мeзoмex. - 2001. -Т.4.- М 1. - С. 97-104.

6. Панин A.B., Панин B.E., Чер^в И.П., Пoчuвaлoв Ю.И., Ka^aue-^кМ.C., Coн A.A., BaлueвP.3., KonыlлoвB-И. Влияние ^стояния пoвepxнocти cyбмикpoкpиcтaлличecкoгo титана и a-железа на иx деформацию и мexaничecкиe cвoйcтвa // Физ. мeзoмex. - 2001. -Т. 4. - М б. - С. S7-94.

7. Mupoнoв C-Ю., Caлuщeв ГЛ., МыгшляевM.M. Эволюция структуры

в xoдe xoлoднoй деформации cyбмикpoкpиcтaлличecкoгo титана // ФMM. - 2002. - Т. 93. - М 4. - С. 75-87.

S. Caлuщeв ГЛ., Mupoнoв C-Ю., Mыlшляeв M.M. Ocoбeннocти мexa-ниче^ого поведения и эволюции структуры cyбмикpoкpиcтaлли-че^ого титана в ycлoвияx xoлoднoй пластиче^ой деформации // Вопрос материаловедения. - 2002. - М 1 (29). - С. 1б8-179.

9. Панин A.B., ^име^вB.A., Aбpaмoвcкaя Н.Л., Coн A.A. Зарождение

и развитие потоков дефектов на пoвepxнocти деформируемого твердого тела // Физ. мeзoмex. - 2000. - Т. 3. - М 1. - С. 83-92.

10. ^зне^в П..B., Панин B.E. Прямое наблюдение потоков дефектов и cyбмикpoннoй локализации деформации на пoвepxнocти дура-люмина при помощи cкaниpyющeгo туннельного и атомного елового микро^опов // Физ. мeзoмex. - 2000. - Т. 3. - М 2. - С. 9198.

11. Панин B.E. Физичecкaя мeзoмexaникa пoвepxнoстныx стоев твер-дык тел // Физ. мeзoмex. - 1999. - Т. 2. - М б. - С. 5-23.

12. Панин A.B., ^иметв B.A., Пoчuвaлoв Ю.П., Coн A.A. Влияние ^стояния пoвepxнocтнoгo ^оя на мexaнизм пластиче^ого течения и ^противление деформации малоуглеродистой стали // Физ. мeзoмex. - 2001. - Т. 4. - М 4. - С. 85-92.

13. Дерюгин E.E., Панин B.E., Шмаудер 3., Cmopoжeнкo KB. Эффекты локализации деформации в композит на оотове Al c включениями А120з // Физ. мeзoмex. - 2001. - Т. 4. - М 3. - С. 35-47.

14. Панин B.E. Пoвepxнocтныe ^ои нагруженнык твердыгс тел как мeзocкoпичecкий структурный уровень деформации // Физ. мезо-мex. - 2001. - Т. 4. - М 3. - С. 5-22.

15. AгeeвB.H., БекманИ.Н., Бypмucmpoвa O-П. и др. Взаимодействие водорода c металлами. - M.: Наука, 1987. - 29б c.

16. Koлачев Б.A. Влияние водорода на структуру и cвoйcтвa титана и его отлавов. Автореф. диа ... докт. тexн. наук. - M.: Moc^ авиац. тexнoл. институт, 19б7. - 53 c.

17. HahnH., MondalP., PadmanabhanK.A. Plastic deformation of nanocrystalline materials // Nanostructured Materials. - 1997. - V. 9. -P. б03-б0б.

18. Hocкoвa H-И. Возникновение мeзocкoпичecкиx пoлoc сдвига в нaнoкpиcтaлличecкиx мaтepиaлax // Вопрос материаловедения. -2002. - М 1 (29). - С. 309-313.

19. Koнева H.A., Koзлoв Э-B. Физиче^ая природа стадийности // Структурные уровни пластиче^ой деформации и разрушения / Под ред. В.Е. Панина. - Нош^б^^: Наука, 1990. - С. 12З-18б.

20. Zehetbauer M., Seumer V Cold work hardening in stages IV and V of E.C.C. metals. I. Experimental and interpretation // Acta Metal. Mater. - 1993. - V. 41. - No. 2. - P. 577-588.

21. Zehetbauer M. Cold work hardening in stages IV and V of E.C.C. metals. II. Model fits and physical results // Acta Metal. Mater. -1993.- V. 41. - No. 2. - P. 589-599.

22. Коротаев А.Д., Тюменцев А.Н., Суховаров В.Ф. Дисперсионное упрочнение тугоплавких металлов. - Новосибирск: Наука, 1989. -211 с.

23. OkazakiK., KagawaM., ConradH. Plastic instability in A-75 titanium sheet deformed in iniaxial tension at 300-700 K // Acta Metal. Mater. -1979. - V. 27. - P. 301-313.

24. Панин В.Е. Синергетические принципы физической мезомехани-ки // Физ. мезомех. - 2000. - Т. 3. - № 6. - С. 5-36.

25. Веттегренъ В.И., Рахимов С.Ш., Светлов В.Н. Исследование динамики субмикродефектов на поверхности нагруженного молибдена при помощи туннельного профилометра // ФТТ. - 1996. -№ 4. - С. 1142-1148.

26. Веттегренъ В.И., Рахимов С.Ш., Светлов В.Н. Динамика нанодефектов на поверхности нагруженного золота // ФТТ. - 1998. -№12. - С. 2180-2183.

27. Веттегренъ В.И., Рахимов С.Ш., Светлов В.Н. Исследование эволюции рельефа поверхности нагруженных образцов меди при помощи растрового туннельного профилометра // ФТТ. - 1995. -№ 4. - С. 913-921.

28. Panin V.E. Physical mesomechanics of ultrafine-grained metals // NATO Advanced Research Workshop on Investigations and Applications of Severe Plastic Deformation / Eds. T.C. Lowe, R.Z. Valiev. -Dordrecht-Boston-London: Kluwer Academic Publishers, 2000. -P. 203-209.

29. Панин В.Е., Деревягина Л.С., Валиев Р.З. Механизм локализованной деформации субмикрокристаллической меди при растяжении // Физ. мезомех. - 1999. - Т. 2. - № 1-2. - С. 89-95.

30. Тюменцев A.H., Панин B.E., Деревягина Л-C., Baлueв P3. Mexa-низм локализованного сдвига на мезоуровне при растяжении ульт-рамелкозернистой меди // Физ. мeзoмex. - 1999. - Т. 2. - М б. -С. 115-123.

31. Mupoнoв C-Ю., Maлыlшeвa C-П., Галеев P.M. и др. Влияние размера зерна на мexaничecкoe поведение титана ВТ1-0 // ФMM. -1999. - Т. 87. - М 3. - С. 247-252.

32. Caлuщeв ГЛ., Фapхymдuнoв КГ., AфaнacьeвB-Д. Влияние пласти-че^ой деформации cyбмикpoкpиcтaлличecкoй ферритной стали 1ЗХ25Т // ФMM. - 2000. - Т. 89. - М 3. - С. 100-10б.

33. Kaщен^o MH. Волновая модель роста мартен^та при у-a превращении в cплaвax на о^ове железа. - Екатеринбург: УНФ Наука, 1993. - 224 c.

34. Kaщен^o M.n, Лemyчeв B.B., Тетятва Л.A., Яблoнcкaя T.H. Mo-дель образования пoлoc макроодвига и мартетоита деформации c границами hkl // ФMM. - 199б. - Т. 82. - Вып. 4. - С. 10-21.

35. Деревягина Л.C., Панин B.E., Cmpeлкoвa И.Л. Количественные оценки напряженно-деформированного ^стояния в зоне геомет-риче^ого концентратора напряжений // Проблемы машиностроения и надежности машин. - 2002. - М 4.

36. Панин B.E., Cлocмaн A.И., Aнmunuнa H.A., Лumвuнeнкo A.B. Влияние внутренней структуры и ^стояния пoвepxнocти на развитие деформации на мезоуровне малоуглеродистой стали // Физ. мезо-ме^ - 2001. - Т. 4. - М 1. - С. 105-110.

37. Valiev R.Z. Structure and mechanical properties of ultrafine-grained metals // Mat. Sci. Eng. - 1997. - A234-236. - P. 59-бб.