CC BY
38
Организация деформации в монокристаллах никеля с ориентацией оси сжатия [001] и боковыми гранями {110}
Д.В. Лычагин, В.А. Старенченко, Р.В. Шаехов, Н.А. Конева, Э.В. Козлов
Томский государственный архитектурно-строительный университет, Томск, 634003, Россия
Исследования монокристаллов никеля с ориентацией оси сжатия [001] и боковыми гранями {110} показали, что пластическая деформация при комнатной температуре на макроуровне осуществляется путем образования доменов сдвига и макрополос деформации. Макрополосы деформации формируются по границе областей с разными схемами напряженного состояния и осуществляют аккомодацию сдвига в соседних деформационных доменах. Установлено, что внутри полосы образование субструктур с разориентировками идет опережающими темпами по сравнению с остальными областями материала. Проведен анализ морфологии доменов сдвига на макроуровне. Показано, что в направлении вектора макросдвига деформационного домена происходит максимальное формоизменение граней монокристалла.
Evolution of deformation in nickel single crystals with the compression axis orientation [001] and lateral faces {110}
D.V. Lychagin, V.A. Starenchenko, R.V. Shaekhov, N.A. Koneva, and E.V. Kozlov Tomsk State Architecture-Building University, Tomsk, 634003, Russia The investigation of Ni single crystals with the compression axis orientation [001] and lateral faces {110} have shown that plastic deformation at room temperature on the macrolevel occurs by the formation of shear domains and deformation macrobands. The deformation macrobands are formed along the boundary between regions with different stress state conditions. Shear accommodation in neighboring strain domains takes place in the macrobands. It has been established that within a band substructures with misorientations are formed more rapidly as compared to the surrounding material. The morphology of shear domains on the macrolevel is analyzed. It is demonstrated that in the direction of the macroshear vector of the strain domain the single crystal faces undergo maximum deformation.
1. Введение
В рамках концепции физической мезомеханики [1] требуется построение многоуровневой картины пластической деформации с выделением физически обоснованных структурных элементов на каждом масштабном уровне и установлением взаимосвязей между ними. В этой связи проведение экспериментов на монокристаллах, для которых известна кристаллогеометрия сдвига, может дать особенно ценные результаты.
Исследования, проведенные на монокристаллах алюминия с ориентацией оси сжатия [001] и боковыми гранями {110}, показали, что деформация протекает фраг-ментированно с образованием доменов сдвиговой деформации [2-4]. Основными факторами, влияющими
на морфологию доменов сдвига и локализацию деформации при сжатии, являются различные схемы напряженного состояния, расположение мест концентрации напряжений и кристаллогеометрия образца. Алюминий в ряду ГЦК-металлов обладает специфическими чертами. Одной из них является более низкая температура плавления. В этой связи для получения более полной картины протекания пластической деформации в ГЦК-металлах на разных масштабных уровнях необходимо расширить спектр исследуемых материалов, включив в них металлы с мало отличающейся энергией дефекта упаковки и более высокой температурой плавления. Удобным для проведения намеченных исследований является никель. Он имеет немного более низкую энергию
© Лычагин Д.В., Старенченко В.А., Шаехов Р.В., Конева Н.А., Козлов Э.В., 2005
дефекта упаковки, чем алюминий, и при 293 K его гомологическая температура меньше в два раза (0.17 против 0.31 для алюминия).
2. Материал и методы исследования
Для исследования использовали монокристаллы из никеля химической чистоты, выращенные по методу Бриджмена. Ориентировку определяли по эпиграммам. Образцы вырезали электроискровой резкой размерами 3x3x6 и 5x5x10 мм3 с ориентацией оси деформации [001] и боковыми гранями {110}. Деформацию осуществляли сжатием с применением графитовой смазки со скоростью 3 • 10-4 с-1 с непрерывной записью кривой деформации на компьютер. Для исследования картины деформационного рельефа использовали оптический микроскоп МИМ-10 и растровый электронный микроскоп Tesla BS-301. Для повышения производительности и качества обработки результатов вывод изображения осуществляли непосредственно на компьютер с помощью специальных устройств ввода. Изучение деформационного рельефа на репликах и дислокационной структуры проводили на просвечивающих электронных микроскопах ЭМВ-100АК и ЭМ-125.
3. Результаты исследования и их обсуждение
При выбранной ориентации оси сжатия равнонагру-женными являются четыре плоскости октаэдрического сдвига (8 систем скольжения). Их ориентация относительно оси сжатия и боковых граней, а также теоретический анализ возможной картины следов скольжения приведены в работе [2].
В монокристаллах никеля, также как и в монокристаллах алюминия аналогичной ориентации, формируются домены (фрагменты) сдвиговой деформации, отличающиеся друг от друга действующими системами сдвига. Если во всем монокристалле действуют все восемь систем скольжения, то в отдельно взятом деформационном домене их количество меньше. Основной отличительной особенностью картины сдвига в никеле на макроуровне является более раннее образование макрополос деформации. В связи с этим в данной работе отдельно рассматривается эволюция макрополос деформации и доменов сдвига.
3.1. Эволюция макрополос деформации
Общая картина эволюции деформационного рельефа монокристалла никеля приведена на рис. 1-3. Уже при е = 0.03 макрополосы деформации хорошо видны (рис. 1) у отдельных вершин образца по границе областей с разными схемами напряженного состояния. На гранях с и d они наблюдаются отходящими от одной вершины (рис. 1, в, г), на b — от двух вершин (рис. 1,6). Причем у всех вершин наблюдается пара макрополос. Интересно отметить, что не все сформировавшиеся в
начальный момент полосы интенсивно развиваются с увеличением степени деформации.
При сравнении картин деформационного рельефа при е = 0.03 (рис. 1), е = 0.05 (рис. 2) заметно, что более интенсивное развитие получают полосы на гранях Ь и d.
Типичными морфологическими признаками макрополос деформации являются линзообразная форма и отклонение следов сдвига во внутренней части полосы от выходов октаэдрических плоскостей (рис. 2). При е = 0.05 длина макрополосы I составляет 4.32 мм, ширина ^ = 0.2 мм в образцах, исходный размер которых 3x3x6 мм3, а в образцах размером 5x5x10 мм3 — 1 = = 7 мм, ^ = 0.3 мм. Коэффициент анизотропии формы макрополос к = = 20. Таким образом, геометричес-
кий размер макрополосы определяется геометрическими размерами образца и при рассмотренной деформации составляет 2/3 высоты образца к. Функциональная связь между ними определяются следующими соотношениями:
I = Ск, (1)
з = 1/к = СИ/к = С1Н, (2)
где С — коэффициент связи между длиной макрополосы и высотой образца; С1 — коэффициент связи между шириной макрополосы и высотой образца.
С увеличением степени деформации до е = 0.15-
0.20 макрополоса увеличивается как в длину, так и в ширину. Этот процесс идет не только за счет увеличения размеров самой макрополосы, но и за счет соединения и взаимопроникновения макрополос, идущих от противоположных базовых концентраторов напряжения с образованием единой более крупной макрополосы. При осадке образца положение базовых концентраторов относительно друг друга меняется, что приводит к изменению положения развивающихся вблизи них макрополос. Макрополосы, идущие от противоположных вершин, сливаются, образуя единую полосу деформации. Геометрический размер такой полосы на боковой поверхности определяется длиной диагонали грани, а ширина — суммарной шириной объединившихся макрополос. В процессе дальнейшей осадки общая длина макрополосы деформации уменьшается пропорционально уменьшению высоты образца, а ее направление изменяется по мере того, как меняется ориентация диагонали грани относительно оси сжатия. Наиболее развитые полосы деформации образуются на двух противоположных гранях Ь и d (рис. 3, б, г) и идут от одних и тех же приторцевых ребер образца. Это позволяет предположить, что они образуют прослойку в объеме монокристалла, идущую параллельно одной из диагональных плоскостей образца. Можно полагать, что макрополосы деформации представляет собой объемные образования, не только отделяющие друг от друга домены сдвиговой деформации, но и обеспечивающие аккомодацию несовместности их деформации.
1 мм I-----------------1
3.2. Структура макрополос деформации
На начальных этапах деформации грубые следы сдвига формируются на границе областей с разными схемами напряженного состояния (рис. 4, а) (черная стрелка здесь и далее показывает направление следов в домене сдвига). В дальнейшем в этих местах наблюдается отклонение следов сдвига от выходов октаэдрических плоскостей на поверхность грани (белая стрелка
на рис. 4, б). Величина этого отклонения увеличивается с ростом деформации (табл. 1), и далее, начиная с е = = 0.25, происходит изменение характера структуры внутри макрополосы — в ней образуются фрагменты размером около 5 мкм (белая стрелка на рис. 4, в). По обе стороны от макрополосы располагаются домены деформации с различными направлениями следов сдвига (рис. 4, г).
Рис. 4. Структура макрополосы в монокристалле никеля с ориентацией оси сжатия [001] на грани Ь: е = 0.03 (а), 0.09 (б), 0.25 (в), 0.36 (г)
Анализ дислокационной структуры при е = 0.25 показал, что если в основном объеме материала наблюдается неразориентированная (рис. 5, д) и разориенти-рованная (рис. 5, г) ячеистая субструктура [5], то в макрополосе преобладает разориентированная полосовая субструктура (рис. 5, б), в которой можно выделить об-
разования типа диполей частичных дисклинаций. Субграницы микрополос отклоняются от выходов октаэдрических плоскостей на 10-12°, что сопоставимо с углом между выходами октаэдрических плоскостей на поверхность грани и направлением следов сдвига внутри макрополосы. Наряду с разориентированной
Таблица 1
Угол отклонения следов в макрополосе
Стадия деформации II III
е 0.03 0.05 0.09 0.11 0.15 0.25 и более
Максимальное отклонение от выходов октаэдрических плоскостей 3° 4° 12° 13° 13° 13° Разбиение на блоки
Рис. 5. Схема картины деформационного рельефа на грани й (а) и дислокационная структура в локальных областях монокристалла никеля (б-д), є = 0.25
ячеистой и микрополосовой внутри макрополосы присутствует ячеисто-сетчатая субструктура (рис. 5, в). Это свидетельствует о реализации в монокристалле никеля данной ориентации двух механизмов превращения ячеистой субструктуры в полосовую, которые наблюдались ранее в сплавах NiзFe, Си-А1 и Си-Мп [6, 7]. Один путь превращения предусматривает перестройку ячеистой субструктуры в ячеисто-сетчатую, а затем в микрополосовую, другой связан с выстраиванием стенок ячеек вдоль границ микрополосы и накоплением в них избыточной плотности дислокаций. Вместе с образованием микрополосовой субструктуры прослеживается тенденция к ее перестройке во фрагментированную, интенсивное образование которой характерно для более высоких степеней деформации [5].
Если проанализировать характер субструктур во всем монокристалле, то можно заметить, что субструктуры, образующиеся в макрополосе, типичны для субструктур, формирующихся при более высоких степенях деформации. Отметим, что место формирования макрополос в объеме монокристалла соответствует участку возникновения моментных напряжений (изменению числа компонент тензора напряжений, отличных от нуля), что создает условия для образования субструктур с разориентировками.
Можно полагать, что причинами образования макрополос локализованной деформации являются:
1. Моментные напряжения, возникающие на границе областей с разными схемами напряженного состояния.
2. Повышенное междислокационное взаимодействие на границах деформационных доменов, отличающихся действующими системами скольжения, и, как следствие, областей эффективного торможения дислокаций и более высокого уровня локальных напряжений, чем внутри доменов.
3. Более активная генерация точечных дефектов на границах доменов по сравнению с внутридоменной областью [8].
4. Необходимость аккомодации сложного напряженного состояния, для чего требуется произвольное движение дислокаций, выполняющееся при свободном поперечном скольжении винтовых дислокаций и переползании краевых. Это может обеспечиваться высоким уровнем локализации напряжения и большой концентрацией точечных дефектов различного типа.
3.3. Домены сдвиговой деформации
Наиболее интенсивно грубые следы сдвига внутри доменов деформации развиваются вблизи макрополос, где можно отметить небольшую тенденцию к образованию пачек следов. Расстояние между следами увеличивается, мощность следов уменьшается по мере удаления от макрополосы. При увеличении деформации до е = 0.09, а затем до е = 0.15 происходит образование складок у приторцевой поверхности. Начиная с е = 0.15, наблюдается интенсивное развитие грубого скольжения в сторону свободных боковых поверхностей. Прост-
Рис. 6. Линии скольжения деформационного домена, е = 0.25
ранственный анализ картины сдвига указывает на разбиение монокристалла на деформационные домены.
Совместное рассмотрение формоизменения, картины деформационного рельефа и видеосъемки образцов
в процессе деформации позволяет проанализировать процесс фрагментации и выделить направление вектора макросдвига в каждом домене деформации.
Прицельная съемка реплик с участков грани, не занятых макрополосами деформации, показала, что в них при е = 0.05...0.15 первоначально наблюдается одна система следов равномерного тонкого скольжения, а затем, параллельно им, развиваются грубые следы сдвига (рис. 6). Это позволяет проводить анализ фрагментации сдвиговой деформации по картине грубых следов сдвига, идентифицируемых при увеличении 200 крат, когда грубое скольжение развивается на значительном участке грани, например с е = 0.25 (рис. 3). Для анализа картины фрагментации сдвиговой деформации используем схему (рис. 7). Совместное рассмотрение картины сдвига, сформировавшейся на гранях Ь, с и d, указывает на действие деформационного домена в нижней части грани с (домен I). Сдвиг по семейству плоскостей в сторону грани с приводит к искривлению ее поверхности в ниж-
ш
✓ у У У
/ N р< Рз% % ш '"у
1'Ш
в/Кр’ ^Р,2 ¥
• "0
1 мм I I
Рис. 8. Изменение формы при сжатии монокристаллов никеля (а) и алюминия (б), е = 0.55
ней части грани. Равномерное расширение образца в этой области, а также наличие хорошо выраженных наклонных систем следов сдвига на гранях Ь и d (на грани с следы, принадлежащие этой системе плоскостей, — горизонтальные) свидетельствуют о действии в этом деформационном домене сдвига по двум системам с результирующим вектором макросдвига р1 2 = Р1 + р2, направленным в сторону грани с. В этом случае основное изменение размеров наблюдается только в сторону нижней части этой грани, а расширение в сторону граней Ь и d в этой области не происходит. Сдвиг в противоположную сторону в этом домене деформации наиболее легко осуществляется только в сторону свободных боковых поверхностей граней Ь и d: в сторону грани d в направлении, обратном вектору р1 , а в сторону грани Ь — р2. Результатом этого является расширение образца в сторону граней Ь и d в местах геометрического выхода векторов р1 и р 2 на поверхность в домене I.
В верхней части грани с по горизонтальным следам можно идентифицировать действие домена II, дающего наклонные следы на гранях Ь и d (рис. 2). В этом домене в одной части преимущественно идет деформация в направлении вектора макросдвига р3, а в другой — р4 (рис. 7, а). Активность этого домена заметно уступает активности домена I. Результатом этого является как меньшее по величине, так и менее равномерное увеличение образца в верхней части в сторону грани с. Одновременно с этим грани Ь и d расширяются в верхней своей части.
Наряду с доменами I и II на грани с образуются деформационные домены Ш-У (рис. 7, б). Сдвиг в этих доменах идет по одной плоскости и приводит к образованию наклонных следов на грани с и горизонтальных на гранях Ь и ^ Пространственный анализ картины деформационного рельефа свидетельствует, что в этих до-
менах макросдвиг преимущественно идет по одному из двух возможных направлений и реализуется в направлении векторов р5 -р7 в доменах Ш-У соответственно. Эти домены также неравноактивны, и это отражается на изменении формы деформируемого монокристалла (рис. 8, а).
Картина сдвига на грани а (рис. 7, в) во многом сходна с формирующейся на грани с. Однако сдвиг в наиболее развитом домене (домен VI) происходит преимущественно по одному плотноупакованному направлению, что проявляется в наличии наклонных следов в основном на одной из перпендикулярных граней — грани ^ Вследствие этого основной сдвиг в этом домене происходит в направлении результирующего вектора р8 и приводит к изменению формы верхней части грани а и нижней части грани ^ Роль сдвига вдоль вектора р9 проявляется только в узкой приторцевой области. Активность домена VII в нижней части грани а заметно уступает активности домену VI.
Несимметричности изменения формы грани а также способствует неравноактивность деформационных доменов УШ-Х (рис. 7, г). Сдвиг в них идет по одной системе, что приводит к образованию наклонных следов на грани а и горизонтальных на гранях Ь и d. Направление макросдвига в доменах характеризуется векторами р11 - р13. Интересно отметить, что наиболее развитые домены находятся у противоположных вершин образца. В результате совокупной деформации всех доменов грань а приобретает форму, близкую к прямоугольной трапеции с большим основанием в нижней части образца. В то же время, на противоположной грани с трапеция большим основанием обращена к верхней части образца, и она более симметрична.
Отметим, что выявленные особенности фрагментации и ее связь с формоизменением образца носят общий
характер. Как следует из аналогичного анализа монокристаллов алюминия той же ориентации, при деформации е = 0.55 имеется заметное сходство с никелем (рис. 8). Места локализации макрополос при больших степенях деформации в алюминии идентичны местам их расположения в никеле.
4. Заключение
Таким образом, в монокристаллах никеля рассматриваемой ориентации происходит образование доменов сдвиговой деформации. Сдвиг в домене идет по одному семейству из четырех равнонагруженных плоскостей в сторону свободных боковых поверхностей. Практически во всех доменах преимущественно действует одна система сдвига. Действие двух систем наблюдается только в домене I. Направление макросдвига в деформационном домене совпадает с направлением максимальной деформации грани. Разноактивность доменов приводит к неравномерности изменения формы граней.
Отличительной чертой организации сдвига в монокристаллах никеля при комнатной температуре деформации является образование макрополос с самого начала сжатия. В них наблюдается отклонение следов сдвига от выходов октаэдрических плоскостей и раньше, чем в остальном объеме материала, формируются субструктуры с разориентировками. Макрополосы деформации осуществляют аккомодацию сдвига в соседних деформационных доменах.
Авторы признательны М.П. Кащенко и Л.А. Тепля-
ковой за возможность использовать монокристаллы
алюминия для проведения сравнительного анализа.
Литература
1. Панин В.Е., Коротаев А.Д., Макаров П.В., Кузнецов В.М. Физичес-
кая мезомеханика материалов // Изв. вузов. Физика. - 1998. -№ 9. - С. 8-36.
2. Теплякова Л.А., Лычагин Д.В., Козлов Э.В. Локализация сдвига при деформации монокристаллов алюминия с ориентацией оси сжатия [001] // Физ. мезомех. - 2002. - Т. 5. - № 6. - С. 77-82.
3. Лыгчагин Д.В., Теплякова Л.А., Шаехов Р.В., Конева Н.А., Козлов Э.В. Эволюция деформационного рельефа монокристаллов алюминия с ориентацией оси сжатия [001] // Физ. мезомех. -2003. - Т. 6. - № 3. - С. 75-83.
4. Лыгчагин Д.В., Теплякова Л.А. Первичная макрофрагментация сдви-
га в монокристаллах алюминия при сжатии // ПЖТФ. - 2003. -Т.29. - Вып. 12. - С. 68-73.
5. Старенченко В.А., Лыгчагин Д.В., Шаехов Р.В., Козлов Э.В. Влияние температуры испытания на эволюцию дислокационной структуры монокристаллов никеля с ориентацией оси сжатия [001] // Изв. вузов. Физика. - 1999. - № 7. - С. 71-77.
6. Теплякова Л.А., Конева Н.А., Лыгчагин Д.В., Тришкина Л.И., Козлов Э.В. Эволюция дислокационной структуры и стадии деформационного упрочнения монокристаллов упорядоченного сплава №3Ре с ориентацией [001] // Изв. вузов. Физика. - 1988. - № 2. -С. 18-24.
7. Конева Н.А., Лыгчагин Д.В., Теплякова Л.А., Тришкина Л.И., Козлов Э.В. Полосовая субструктура в ГЦК однофазных сплавах // Дисклинации и ротационная деформация твердых тел. - Л.: Изд-во ЛФТИ, 1988. - С. 103-113.
8. Колупаева С.Н., Старенченко В.А., Попов Л.Е. Неустойчивости пластической деформации кристаллов. - Томск: Изд-во ТГУ, 1994.- 301 с.
