CC BY
39
УДК 669.017.539.4
Фрагментация сдвиговой деформации на макроуровне в «призматическом» [001]-монокристалле сплава Ni3Fe
Л.А. Теплякова, Т.С. Куницына, O.A. Тихонова,
В.О. Семин, В.А. Старенченко
Томский государственный архитектурно-строительный университет, Томск, 634003, Россия Представлены результаты кристаллогеометрического анализа картины деформационного рельефа, формирующегося при сжатии на свободных гранях [001]-монокристалла №зБе. Исследованный монокристалл имел форму прямой призмы с основанием в виде прямоугольной трапеции. Установлены закономерности развития фрагментации сдвиговой деформации на макроуровне. Выявлен спектр внешних и внутренних макроконцентраторов напряжений, обусловленных формой «призматического» монокристалла. Ключевые слова: монокристалл, следы скольжения, макрофрагменты сдвига, макроконцентраторы напряжений
Macroscale shear fragmentation in a “prismatic” Ni3Fe [001] single crystal
L.A. Teplyakova, T.S. Kunitsyna, O.A. Tikhonova,
V.O. Semin and V.A. Starenchenko
Tomsk State University of Architecture and Building, Tomsk, 634003, Russia The paper presents the results of crystallogeometric analysis of the deformation relief formed at free faces of a Ni3Fe [001] single crystal under compression. The examined single crystal was a right-angle prism with a rectangular trapezoidal base. The mechanisms of macroscale shear fragmentation were determined and a range of external and internal macrostress concentrators due to the “prismatic” shape of the single crystal was revealed.
Keywords: single crystal, slip traces, shear macrofragments, macrostress concentrators
1. Введение
Неоднородность пластической деформации характерна для большинства монокристаллов металлов и сплавов при разных способах нагружения, в особенности при сжатии. Она может развиваться на различных масштабно-структурных уровнях [1-5]. Как показали систематические исследования деформационного рельефа, формирующегося в монокристаллах ГЦК-ме-таллов и сплавов при сжатии (осадке), на макроуровне неоднородность пластической деформации развивается практически с самого ее начала [6-11].
Для изучения закономерностей пластической деформации металлических материалов при нагружении одноосным сжатием, как правило, используются образцы в форме параллелепипеда (прямоугольные образцы) [211]. В отличие от цилиндрических, в прямоугольных
образцах при сжатии создается неоднородное напряженное состояние, обусловленное наличием не только торцевого трения, но и «ребер жесткости» образца — ребер параллелепипеда. В последние годы для прямоугольных монокристаллов ряда ГЦК-металлов и сплавов, деформированных сжатием, было установлено, что неоднородное напряженное состояние является основной причиной фрагментации и локализации сдвиговой деформации на макроуровне [6-11].
В настоящей работе исследование пространственной организации сдвиговой деформации выполнено на ГЦК-монокристаллах, имеющих форму прямой призмы с основанием в виде трапеции. Использование таких монокристаллов является некоторым приближением их формы к форме зерен поликристаллического агрегата.
© Теплякова Л.А., Куницына. Т.С., Тихонова O.A., Семин В.О., Старенченко В.А., 2010
2. Материал и методы исследования
В качестве объекта исследования был выбран моно-кристаллический сплав №3Бе стехиометрического состава в состоянии с ближним атомным порядком. Деформация осуществлялась сжатием при комнатной температуре со скоростью 1.5 -10-2 с1 на машине 1ш^оп до степени деформации е = 0.05. Ориентация оси деформации была параллельна кристаллографическому направлению [001] испытуемого монокристалла, которое контролировалось с помощью лауэграмм и эпиграмм с точностью до 2° на рентгеновском аппарате ИРИС-3. Монокристалл имел форму прямой призмы высотой 6 мм и прямоугольной трапецией в основании, стороны которой равны: АВ = 1.5, AD = 4.0, CD = 2.5 и ВС = = 2.0 мм (рис. 1, в). Углы ААВСи ZDAВ трапеции являлись прямыми. Три боковые взаимно перпендикулярные грани монокристалла параллельны кристаллографическим плоскостям {110}, четвертая — плоскости куба (рис. 1). Для простоты изложения в дальнейшем исследованный монокристалл будем называть призматическим. При выбранной методике деформирования и применении графитовой смазки ориентация кристалла в процессе деформирования до е = 0.05 оставалась
А б
i \ i 11 \ \1[011] [101] i / / / / / / / /
I IJS._4_ \ А у (ni) \ / / / / / / / / / / г. \ \
Рис. 1. Объемы облегченного сдвига для четырех равнонагруженных плоскостей скольжения в объеме призматического [001]-монокрис-талла. В каждой из плоскостей указаны направления сдвига
практически неизменной. Исследование деформационного рельефа на всех четырех гранях кристалла проводилось на оптическом микроскопе МИМ-10 с 250-кратным увеличением. С помощью специальных устройств вывода запись оптических изображений деформационного рельефа производилась непосредственно в компьютере. Для получения фотографии одной грани, в зависимости от ее размеров, производилось от 40 до 70 снимков, которые затем монтировались в единое изображение с помощью программы Photoshop.
При выбранной ориентации кристалла все четыре плоскости октаэдра являются равнонагруженными. На рис. 1 показано расположение этих плоскостей в кристалле и указано направление векторов сдвига в них. Всего с одинаковым фактором Шмида (m = 0.41) в таком кристалле может действовать 8 октаэдрических систем скольжения.
3. Макрофрагментация сдвиговой деформации
На рис. 2 представлены снимки деформационного рельефа, формирующегося на всех боковых гранях образца, а на рис. 3 — схемы распределения следов скольжения по каждому из семейств равнонагруженных плоскостей {111} в отдельности. Как следует из этих рисунков, при сжатии призматического [001]-монокристалла сдвиг реализуется по всем плоскостям {111}, что и следовало ожидать исходя из кристаллогеометрии нагружения. По каждому из семейств этих плоскостей сдвиг происходит существенно неоднородно. Так, на самой большой грани кристалла (110) в картине рельефа ярко выделяются две макропачки следов скольжения (МПС1 и МПС2 на рис. 2, б), свидетельствующие о значительной локализации сдвиговой деформации в масштабах образца. Макропачка МПС1 образована сдвигом по семейству плоскостей (111), а МПС2 — по семейству плоскостей (111). Из сопоставления рис. 2 и
3, а-г следует, что в результате скольжения именно по этим двум семействам октаэдрических плоскостей происходит образование на макроуровне двух наиболее крупных фрагментов сдвиговой деформации, т.е. макрофрагментов сдвига. О пространственных размерах макрофрагментов можно судить по выходам следов скольжения в плоскостях (111) и (111) на все грани монокристалла (рис. 3, а-г). Оценки показали, что макрофрагмент сдвига по плоскостям (111) имеет заметно больший объем, чем макрофрагмент сдвига по плоскостям (111) (ср. рис. 3, а, б и в, г). Естественно полагать, что этот макрофрагмент был образован первым, но даже в нем сдвиг не проходит через объем монокристалла насквозь. Очевидной причиной этого является торможение сдвига в пересекающихся плоскостях скольжения на мезоуров-не. Иллюстрации такого торможения имеются на каждой из граней деформированного кристалла (например рис. 2, а-г, область D). В результате активного тор-
Рис. 2. Деформационный рельеф, формирующийся на свободных гранях монокристалла после деформации е = 0.05. Ориентация граней:
(1 10) (а), (110) (б), (100) (в), (110) (г). МПС — макропачка сдвига
Рис. 3. Схемы распределения на поверхности монокристалла следов, образованных скольжением по плоскостям: (111) (а, б'), (1 11) (в, г), (111) (Э, е), (111) (ж, з). Пунктиром обозначены области пересечения объемов облегченного сдвига соответствующих плоскостей гранями кристалла
можения, кроме двух выше названных крупных, формируются еще четыре мелких макрофрагмента сдвига (рис. 3, Э-з). Они образуются в семействах плоскостей (111) и (111) (рис. 3, Э, е и ж, з соответственно).
Таким образом, при одноосном сжатии уже при небольших степенях пластической деформации (е = 0.05) объем призматического монокристалла №3Бе разбивается на 6 макрофрагментов. Несмотря на высокую симметрию ориентировки монокристалла (ось сжатия параллельна кристаллографическому направлению [001]), в каждом из макрофрагментов сдвиг происходит только по одной из равнонагруженных плоскостей октаэдра.
4. Макрофрагменты сдвиговой деформации и объемы облегченного сдвига
Известно, что если плоскость скольжения не пересекает торцы монокристалла, то сдвиг в ней может быть облегчен из-за отсутствия обратных напряжений от торцов, контактирующих с пуансонами испытательной машины [2, 7]. Объем, в котором располагается семейство таких плоскостей, будем называть объемом облегченного сдвига. В исследованном монокристалле такие объемы можно выделить для всех октаэдрических плоскостей скольжения. На рис. 1 объемы облегченного сдвига построены для каждой из плоскостей {111}. Как видно из этого рисунка, при выбранной форме монокристалла объемы облегченного сдвига для разных плоскостей скольжения значительно отличаются по величине. Для семейства плоскостей (111) и (111) они много больше, чем для плоскостей (111) и (111). Если совместить картины следов скольжения на всех свободных гранях кристалла с сечениями объемов облегченного сдвига этими гранями (рис. 3), то легко видеть, что следы скольжения по плоскостям (111) и (111) расположены преимущественно в областях сечения соответствующих объемов облегченного сдвига гранями кристалла (рис. 3, а, б, Э, е). Напротив, следы скольжения по плоскостям (111) и (111) практически все расположены вне областей сечения объемов облегченного сдвига для этих плоскостей гранями кристалла (рис. 3, в, г, ж, з).
Интересно сопоставить картину деформационного рельефа исследованного призматического монокристалла №3Бе и монокристалла алюминия с такой же ориентацией оси нагружения, но имеющего форму параллелепипеда с боковыми гранями {110}. Для монокристаллов алюминия было установлено, что при сжатии в них также происходит ярко выраженная локализация сдвиговой деформации на макроуровне в двух из четырех равнонагруженных семейств октаэдрических плоскостей (рис. 4, а). Если произвести условное разбиение призматического монокристалла №3Бе на две части: параллелепипед и треугольную призму (рис. 4, б), то легко увидеть, что картины распределения следов
скольжения на грани (110) монокристалла алюминия и условно выделенного параллелепипеда в призматическом монокристалле №3Бе аналогичны. Кроме того, при разбиении призматического монокристалла №3Бе на две части, оказалось, что из четырех действующих плоскостей скольжения две плоскости работают преимущественно в параллелепипеде, а две другие — в треугольной призме. Эти две части монокристалла №3Бе логично назвать гиперфрагментами. Отметим, что в каждом из гиперфрагментов одна из двух действующих плоскостей скольжения является более активной. В параллелепипеде — это плоскость (111), в треугольной призме — (111). В сопоставляемом прямоугольном монокристалле алюминия также наблюдается неодинаковая активность в двух плоскостях локализованного скольжения (рис. 4, а).
Если теперь для плоскостей (111) и (111) в гиперфрагменте-параллелепипеде построить объемы облегченного сдвига, то следы скольжения по семействам этих плоскостей практически полностью попадают в области сечения этих объемов с гранью (110) (рис. 5). Отсюда следует, что пространственная организация сдвиговой деформации в призматическом монокристалле отражает симметрию не только его ориентировки, но и симметрию формы гиперфрагмента-параллелепипеда.
Проведенная аналогия гиперфрагмента-параллелепипеда в призматическом монокристалле сплава №3Бе и прямоугольного монокристалла алюминия, имеющих совпадающие ориентировки трех боковых граней, не является абсолютной. Дело в том, что в сопоставляемом монокристалле алюминия локализованный в макропачках плоскостей скольжения сдвиг проходит через весь
Рис. 4. Схемы распределения следов скольжения на поверхности монокристалла А1 [7] (а) и монокристалла сплава №3Бе, исследованного в настоящей работе (б). Грань (110) совпадает с плоскостью рисунка
[001] 0
/ X
§ \ : 0111) \ | \ 1\
'к \ '■ / \ \ '
/ '' V \ ! \ 1 \ \ i \ \1
\ \ 1 4 \ * I
/ / / г \ 1 \ i / \i/ \ ч. \ \
Рис. 5. Схемы, иллюстрирующие разбиение призматического монокристалла на два гиперфрагмента. В гиперфрагменте-параллелепипеде выделены объемы облегченного сдвига для плоскостей (1 11) (а)
и (Т11) (б)
кристалл насквозь. В результате на параллельных гранях этого монокристалла формируются подобные картины следов [7]. На параллельных гранях (110) обсуждаемого гиперфрагмента-параллелепипеда картины локализации сдвига не совпадают (ср. рис. 2, б и г). Если на грани (110) этого гиперфрагмента, как и в алюминии, четко выделяются макропачки следов сдвига по пересекающимся плоскостям (111) и (111) (рис. 2, б), то на параллельной грани (110) наблюдается только одна короткая макропачка следов сдвига по плоскости (111) (рис. 2, г). Это неудивительно, потому что рассматриваемый гиперфрагмент деформируется не индивидуально, как отдельный образец, а является лишь частью призматического монокристалла.
5. Макрофрагментация сдвига и концентраторы напряжений
Как уже отмечалось выше, в случае одноосного сжатия из-за действия сил контактного трения в торцах
образца в нем реализуется неоднородное напряженное состояние и пластическая деформация начинается в областях с наиболее высокой концентрацией напряжения. Естественными концентраторами напряжений в кристаллах нецилиндрической формы являются его ребра и вершины, так называемые базовые концентраторы. Действительно, как показал анализ деформационного рельефа на всех свободных гранях призматического монокристалла №3Бе, большинство следов скольжения начинаются на ребрах и заканчиваются внутри граней (рис. 2). В большинстве случаев толщина следов сдвига уменьшается с удалением от ребра (например, рис. 2, область К). Последнее может свидетельствовать о затухании сдвига вследствие частичной или полной релаксации напряжений от макроконцентраторов. Наиболее активные макроконцентраторы отмечены на рис. 6. Именно с ними в призматическом монокристалле связана ярко выраженная локализация сдвиговой деформации на макроуровне (ср. рис. 6 и 2).
Кроме ребер и вершин исследованного призматического монокристалла к базовым концентраторам следует также отнести одну из боковых граней кристалла, а именно: самую узкую его грань — грань (110) (рис. 6). Только на этой грани следы скольжения проходят через всю грань, а толщина следов остается постоянной по всей их длине (рис. 2, а).
Наряду с базовыми (внешними) концентраторами в ходе пластической деформации возможно появление внутренних концентраторов напряжений. Результатом действия такого концентратора можно объяснить, например, формирование макропачки сдвига МПС4 (рис. 2, б).
Как отмечалось выше, базовыми концентраторами напряжений в исследованном монокристалле являются его ребра и одна из граней. Однако, сравнивая рис. 6 и 3, можно сделать вывод о том, что источником сдвига являются только те части ребер и грани, которые попадают в объем облегченного сдвига той или иной плос-
Рис. 6. Схематическое изображение наиболее активных макроконцентраторов напряжений в исследованном монокристалле
кости октаэдра. Отсюда следует, что на макроуровне именно объемы облегченного сдвига являются каналами релаксации напряжений как от базовых, так и внутренних концентраторов напряжений.
6. Заключение
В результате исследования картины деформационного рельефа, формирующегося на четырех свободных гранях призматического монокристалла сплава №3Бе, установлено, что фрагментация сдвиговой деформации в масштабах образца происходит с образованием гипер-и макрофрагментов. Двухуровневый характер фрагментации сдвиговой деформации в этом монокристалле однозначно связан с его формой.
Как отмечалось выше, практически все исследованные ранее монокристаллы металлов и сплавов с ГЦК-решеткой, деформированные сжатием, имели форму параллелепипеда с квадратом в основании. Для этих монокристаллов была установлена следующая закономерность: если в таком монокристалле можно выделить объемы облегченного сдвига, то в нем всегда происходит локализация деформации на макроуровне и именно в объемах облегченного сдвига. В призматическом монокристалле, как было установлено в настоящей работе, наблюдается отклонение от этой закономерности. Локализация деформации не происходит в объемах облегченного сдвига, построенных для призматического монокристалла. Если призматический монокристалл разделить на параллелепипед с квадратным основанием и треугольную призму и построить в них объемы облегченного сдвига, то указанная закономерность по-прежнему выполняется. Это является основанием для выделения в монокристалле двух гиперфрагментов.
На основе проведенного в работе анализа картины следов скольжения, формирующейся при сжатии на всех гранях исследованного в работе призматического
монокристалла, выявлен спектр концентраторов напряжений. Наиболее активными макроконцентраторами напряжений являются те вертикальные ребра кристалла, которые образованы пересечением перпендикулярных граней.
Литература
1. Структурные уровни пластической деформации и разрушения / Под ред. В.Е. Панина. - Новосибирск: Наука, 1990. - 255 с.
2. Теплякова Л.А., Козлов Э.В. Формирование масштабно-структурных уровней локализации пластической деформации в металлических монокристаллах. I. Макроуровень // Физ. мезомех. -2005. - Т. 8. - № 6. - С. 57-66.
3. Harren S.V, Deve H.E., Asaro R.J. Shear band formation in plane compression // Acta Met. - 1988. - V. 36. - No. 9. - P. 2435-2480.
4. Старенченко В.А., Черныгх Л.Г., Иванова Н.Ю. Особенности деформационного рельефа глубокодеформируемых монокристаллов Ni и Cu // Изв. вузов. Физика. - 1989. - Т. 32. - № 8. - С. 116-118.
5. Абзаев Ю.А., Старенченко В.А., Соловьева Ю.В., Потекаев А.И., Козлов Э.В. Анализ фрагментации деформации в монокристаллах сплава NisGe // ПМТФ. - 1998. - Т. 39. - № 1. - С. 154-159.
6. Теплякова Л.А., Куницыгна Т.С., Конева НА., Старенченко В.А., Козлов Э.В. Макрофрагментация сдвига в монокристаллах сплава NisFe при активной пластической деформации // Физ. мезомех. -2000. - Т. 3. - № 5. - С. 77-82.
7. Теплякова Л.А., Лыгчагин Д.В., Козлов Э.В. Локализация сдвига при деформации монокристаллов алюминия с ориентацией оси сжатия [001] // Физ. мезомех. - 2002. - Т. 5. - № 6. - С. 49-55.
8. Теплякова Л.А., Лыгчагин Д.В., Беспалова И.В. Закономерности макрофрагментации деформации в монокристаллах алюминия с ориентацией оси сжатия [110] // Физ. мезомех. - 2004. - Т. 7. -№ 6. - С. 63-78.
9. Лыгчагин Д.В., Старенченко В.А., Шаехов Р.В., Конева Н.А., Козлов Э.В. Организация деформации в монокристаллах никеля с ориентацией оси сжатия [001] и боковыми гранями {110} // Физ. мезомех. - 2005. - Т. 8. - № 2. - С. 39^8.
10. Теплякова Л.А., Лыгчагин Д.В., Беспалова И.В. Особенности пространственной организации сдвига на макроуровне в [-111]-мо-нокристаллах алюминия // Физ. мезомех. - 2006. - Т. 9. - № 2. -С. 63-71.
11. Теплякова Л.А., Беспалова И.В., Лыгчагин Д.В. Пространственная организация деформации в [1-12]-монокристаллах алюминия при сжатии // Физ. мезомех. - 2009. - Т. 12. - № 2. - С. 67-76.
Поступила в редакцию 27.04.2010 г., после переработки 07.06.2010 г.
Сведения об авторах
Теплякова Людмила Алексеевна, д.ф.-м.н., проф. ТГАСУ, lat168@mail.ru Куницына Татьяна Семеновна, к.ф.-м.н., доц. ТГАСУ Семин Виктор Олегович, студ. ТГУ Тихонова Ольга Анатольевна, асп. ТГАСУ
Старенченко Владимир Александрович, д.ф.-м.н., проф., декан ТГАСУ, star@tsuab.ru
