CC BY
54
Источники полей напряжений в деформированных поликристаллах
Н.А. Конева, Л.И. Тришкина, А.Н. Жданов1, О.Б. Перевалова, Н.А. Попова, Э.В. Козлов
Томский государственный архитектурно-строительный университет, Томск, 634003, Россия 1 Алтайский государственный технический университет, Барнаул, 656099, Россия
Методом просвечивающей дифракционной электронной микроскопии выполнено экспериментальное исследование полей внутренних напряжений в деформированных поликристаллах твердых растворов на основе Си и N и ультрамелкозернистых металлов Си и №. Идентифицированы источники наиболее высоких внутренних напряжений в них, установлены закономерности убывания поля внутренних напряжений с увеличением расстояния от их источника. Выявлено существование зоны высоких напряжений вблизи границ зерен, и измерена ее ширина. Установлено, что относительная ширина зоны высоких внутренних напряжений по отношению к размеру зерна больше в ультрамелкозернистых материалах, чем в поликристаллах с обычным размером зерен. Измерены средние значения внутренних напряжений в зависимости от степени деформации. На этой основе проведено разделение последовательностей превращений дислокационных субструктур, наблюдаемых при активной пластической деформации, на низкоэнергетическую и высокоэнергетическую.
Sources of stress fields in deformed polycrystals
N.A. Koneva, L.I. Trishkina, A.N. Zhdanov1, O.B. Perevalova, N.A. Popova, and E.V. Kozlov
Tomsk State University of Architecture and Building, Tomsk, 634003, Russia 1 Altai State Technical University, Barnaul, 656099, Russia
The TEM method is used to study experimentally internal stress fields in deformed polycrystals of Cu- and Ni-based solid solutions and ultrafine-grained Cu and Ni metals. The sources of most internal stresses in them are determined, regularities of decreasing internal stress fields with increasing distance from their sources are established. It is revealed that there is a zone of high internal stresses near a grain boundary. The zone width is measured. The relative width of the zone of high internal stresses relative to the grain size is found to be larger in ultrafine-grained materials than in polycrystals with conventional grain size. Average internal stresses as a function of strain are measured. This has allowed separating sequences of dislocation substructure transformations, which are observed under active plastic deformation, into low-energy and high-energy ones.
1. Введение
Пластическая деформация и упрочнение поликрис-таллических материалов обладают рядом особенностей по сравнению с поведением монокристаллов. Эти особенности связаны с влиянием размера зерен, распределением зерен по размерам, особенностью зарождения и торможения скольжения у границ зерен, типом границ зерен (специальные или границы общего типа), способом деформации отдельного зерна и числом действующих в нем систем скольжения, несовместностью или, напротив, корреляцией деформации соседних зерен и их групп и др. Проблемой поликристаллизма наука занимается давно, однако в поле зрения исследователей,
в основном, было два вопроса: влияние среднего размера зерен на предел текучести и напряжение течения [13] и установление модели деформации отдельного зерна поликристалла [4, 5]. В современной литературе этим двум последним вопросам также уделяется много внимания, особенно в связи с созданием ультрамелкозернистых, субмикрокристаллических и нанокристалли-ческих материалов [6, 7].
Важную роль в процессе деформации поликристал-лических материалов играют поля внутренних напряжений. Внутренние напряжения в значительной степени формируют предел текучести и деформационное упрочнение, вызывают перестройку дислокационной струк-
© Конева H.A., Тришкина Л.И., Жданов A.H., Перевалова О.Б., Понова H.A., Козлов Э.В., 2006
туры, обуславливают скольжение по плоскостям с малым фактором Шмида и работу аккомодационных систем скольжения, являются движущей силой возврата, вызывают концентрацию напряжений и разрушение материалов и др. Наличие неоднородности в структуре, к которой, в частности, относятся границы зерен, усиливает роль внутренних напряжений в названных процессах.
В экспериментальных исследованиях внутренние напряжения классифицируют по области их локализации. Таким способом выделяют макро-, мезо- и микронапряжения [8]. Макронапряжения локализованы во всем образце или в значительной части его объема. Для их измерения используются метод тензометрии, магнитный метод и рентгеноструктурный анализ. При применении рентгеноструктурного анализа макронапряжения измеряются по смещению центра тяжести рентгеновских интерференций. Мезоскопические внутренние напряжения локализованы в объемах протяженностью от сотен до нескольких микрометров. Для их измерений используются рентгеноструктурный анализ и метод просвечивающей дифракционной электронной микроскопии. Мезонапряжения в поликристаллах могут быть локализованы в объемах одного или нескольких зерен или в части зерна. При использовании рентгеноструктурного анализа оценка амплитуды мезоскопических внутренних напряжений выполняется с использованием анализа размытия рентгеновских интерференций [9], параметры изгибных экстинкционных контуров [10-12] анализируются с помощью дифракционной электронной микроскопии. Микроскопические поля напряжений локализованы на участках размерами несколько микрометров и менее. Для измерения их амплитуды применяют просвечивающую дифракционную электронную микроскопию. Как правило, для этого измеряют радиус изгиба свободных дислокационных сегментов [13].
Макроскопические внутренние напряжения измеряются уже многие десятилетия. Мезо- и микрополя напряжений стали объектом активного экспериментального исследования фактически лишь последние два десятка лет. Авторы настоящей статьи за эти годы получили большой объем экспериментальных результатов
о мезо- и микрополях внутренних напряжений в деформированных ГЦК и ОЦК металлических материалах.
Целью настоящей статьи является обобщение результатов исследований, выполненных авторами, по идентификации источников мезо- и микронапряжений, закономерностей изменения поля внутренних напряжений с увеличением расстояния от источников, эволюции внутренних напряжений с деформацией поликристаллов, в том числе ультрамелкозернистых, ГЦК чистых металлов и твердых растворов. Особое внимание в статье уделялось границам зерен и их стыкам как источникам внутренних напряжений.
2. Материалы и методы исследования
В качестве материалов исследования использовались поликристаллические сплавы Си-А1 и Си-Мп со средним размером зерен 60 мкм. Интервал концентраций А1 и Мп в сплавах составлял 0.2...14 и 0.2.. .19ат. % соответственно. Исследовались также поликристалли-ческий сплав NiзFe в упорядоченном и разупорядо-ченном состояниях со средним размером зерен = = 40 мкм и ультрамелкозернистые Си и №, изготовленные интенсивной пластической деформацией. Средний размер зерен в ультрамелкозернистых меди и никеле был равным -0.2 мкм.
Мезо- и микрополя внутренних напряжений исследовались методом просвечивающей электронной микроскопии на тонких фольгах. По радиусу г изгиба свободных дислокационных сегментов измерялись остаточные скалывающие напряжения [10-13]: цЬ
т„ = -
2г
(1)
где ц — модуль сдвига; Ь — длина вектора Бюргерса. По ширине изгибных экстинкционных контуров определялась амплитуда кривизны-кручения х [10-12]:
Эф
1 д1 ’
(2)
где Эф/Э1 — градиент непрерывной разориентировки. В необходимых случаях величина х пересчитывалась в моментные напряжения. Переход от х к т е осуществлялся с помощью следующих соотношений [10-12]:
т е = И1, (3)
где t — толщина фольги исследуемого участка образца в электронном микроскопе,
Ш
т„ =-
(4)
п(1 -V)
где V — коэффициент Пуассона, или
Те = а е^д/Ьх, (5)
где ае — коэффициент, зависящий от типа дислокационного ансамбля. Выражение (3) соответствует однородному изгибу-кручению, (4) — полю напряжений релаксированного скопления или зоны сдвига, (5) — полю внутри дислокационного заряда. Величина а е изменяется в пределах 0.1_1.5 в зависимости от упоря-
доченности дислокационного ансамбля [14, 15].
Поля внутренних напряжений исследовались в поликристаллах, деформированных при комнатной температуре сжатием или растяжением.
3. Типы источников полей внутренних напряжений в поликристаллах
Пластическая деформация осуществляется перемещением дефектов в кристаллической решетке. При умеренных деформациях это преимущественно скольжение решеточных дислокаций. Дислокации взаимодейст-
Рис. 1. Электронно-микроскопические изображения отдельных дислокаций (а), скоплений (б) и дислокационных групп (в). Последние содержат дислокации одного знака
вуют между собой, и при достижении определенной плотности этих дефектов [8] они могут образовывать различные пространственные конфигурации, которые называют дислокационными субструктурами. В процессе перестроения и объединения дислокаций в дислокационном ансамбле могут появиться и появляются субграницы и дефекты дисклинационного типа.
В сложной структуре ансамбля дефектов, который эволюционирует в ходе пластической деформации, возникает много источников полей внутренних напряжений. Прежде всего, это отдельные дислокации (рис. 1, а). Отдельные дислокации являются источниками микронапряжений. Поля от отдельных дислокаций простираются на небольшие расстояния, много меньшие, чем расстояния между ближайшими дислокациями [16]. Группы дислокаций являются значительно более эффективными источниками внутренних напряжений, поля от которых охватывают весь микроуровень. К таким дислокационным группам относятся скопления (рис. 1, б), заторможенные зоны сдвига и распределенные дислокационные заряды (локализованные избыточные дислокации одного знака) (рис. 1, в). Большие группы дислокаций одного знака встречаются редко. Чаще в материале присутствуют неоднородно распределенные дислокации разных знаков с избыточной плотностью дислокаций. Такие образования несмотря на внутреннее экранирование создают поля внутренних напряжений.
Другой тип дислокационных образований, которые создают более значительные внутренние напряжения, — это различные дислокационные границы. Они, как правило, содержат неравное количество дислокаций разных знаков и могут вводить разориентировку (рис. 2). В
Рис. 2. Примеры источников внутренних напряжений, обусловленных деформационными границами: а — границы ячеек; б — оборванная субграница (указана стрелкой); в — стыки фрагментов; г — пакет микродвойников
ячеистой субструктуре (рис. 2, а) протяженность полей внутренних напряжений обычно находится в пределах одной ячейки. Основное отличие второго типа дислокационных образований от распределений первого типа заключается в том, что дислокации в границах принадлежат разным плоскостям скольжения, тогда как в дислокационных зарядах и скоплениях дислокации находятся на одной или близких плоскостях скольжения. Степень несовершенства границ определяет амплитуду и протяженность полей внутренних напряжений. Амплитуда поля, создаваемого конкретной границей, резко возрастает в окрестности ее обрыва. Оборванные субграницы имитируют ядра частичных дисклинаций [17, 18]. На электронно-микроскопических изображениях обрыв такой границы четко фиксируется по возникновению экстинкционного контура. Соответствующий пример приведен на рис. 2, б. Вклад таких границ в поля внутренних напряжений больше, чем замкнутых (например, границ замкнутых дислокационных ячеек). В стыках несовершенных границ ячеек и фрагментов (рис. 2, в) могут локализоваться невязки, соответствующие частичным дисклинациям небольшой мощности [17-19]. Поля внутренних напряжений от источников дисклинационного типа обычно простираются на несколько ячеек или фрагментов. По этому признаку они относятся к мезополям внутренних напряжений. Как уже указывалось выше, подобного рода поля создаются петлями частичных дисклинаций.
Поля внутренних напряжений могут создаваться деформационными микродвойниками. Деформационный микродвойник или пакет деформационных микродвойников представляет собой заторможенный сдвиг. Этим обусловлена его роль как источника внутренних напряжений. Наличие изгибных экстинкционных контуров вблизи микродвойников (рис. 2, г) подтверждает это положение.
Все перечисленные источники внутренних напряжений могут встречаться как в монокристаллах, так и в поликристаллах. В поликристаллах наряду с указанными выше имеются другие важные источники внутренних напряжений мезоскопического типа — это границы зерен, стыки зерен и уступы на межзеренных границах. Поля от этих источников охватывают большую часть зерна или даже все зерно. На рис. 3 приведены примеры источников полей внутренних напряжений, обусловленные наличием границ зерен, их стыков и микроступенек на границах зерен. Укажем причины возникновения полей внутренних напряжений от них. Прежде всего, это несовместность деформации соседних зерен (рис. 3, а). Такая несовместность присутствует всегда, несмотря на действие аккомодационных систем скольжения. Вторая причина — наличие решеточных дислокаций, вошедших в границы зерен, и зернограничных источников дислокаций. Мощным источником полей внутренних напряжений являются частичные дисклинации, возникающие в стыках зерен (рис. 3, б)
Рис. 3. Примеры источников внутренних напряжений, обусловленных наличием границ зерен и трещин: а — граница зерен; б — стык зерен; в — уступы (фасетки) на границе зерен; г — трещина. Соответствующие источники внутренних напряжений указаны стрелками
Рис. 4. Поля внутренних напряжений, возникающие в стыках (1) и на границах (2) зерен. Ультрамелкозернистая медь, изготовленная методом равноканального углового прессования
и в уступах (фасетках) на межзеренных границах (рис. 3, в). Это — стыковые дисклинации [20].
Источником мезополей внутренних напряжений являются также микротрещины (рис. 3, г). Они возникают на стадии развитой пластической деформации и, как правило, расположены вдоль несовершенных границ деформационного происхождения. С уменьшением размера зерен и при переходе к ультрамелкозернистым материалам плотность границ зерен, или их доля в объеме материала, увеличивается. Значительным становится число тройных стыков границ зерен. Соответственно возрастает число источников внутренних напряжений, связанных с границами зерен и их стыками. На рис. 4 для примера представлена микроструктура ультрамел-козернистой меди, приготовленной методом интенсивной пластической деформации. Экстинкционные контуры от границ зерен и их стыков четко фиксируют наличие полей внутренних напряжений в этом материале.
4. Закономерности изменения внутренних напряжений с расстоянием от их источника
Изменение амплитуды полей внутренних напряжений по мере удаления от их источника удобнее всего проследить на мезоуровне. На рис. 5, а представлены примеры изменения амплитуды кривизны-кручения х по мере увеличения расстояния I от источника внутренних напряжений для деформированных сплавов Си-А1. В качестве источников здесь представлены скопления
Рис. 5. Зависимости кривизны-кручения х от расстояния I от источника полей внутренних напряжений: 1 — скопления; 2 — субграницы; 3 — микродвойники; 4 — оборванные субграницы; 5 — микротрещины; 6 — уступы на границах зерен; 7 — стыки зерен. Сплавы Си-А1. Зависимости 1 = f (1/1) даны для I > 0.3 мкм
дислокаций, деформационные микродвойники, оборванные субграницы, границы зерен, ступеньки на них, стыки зерен и зародышевые микротрещины. Обратим внимание на характерные значения величины кривизны-кручения х для небольших значений расстояний I (I < 1 мкм). Как видно из рис. 5, можно выделить три группы источников: дислокационные (1), субграничные и подобные им (2-4), зернограничные и микротрещины (5-7). На более значительных расстояниях I от источников внутренних напряжений их амплитуды перепутываются, приближаясь к среднему полю в материале. В развитом ансамбле дефектов их поля перекрываются, создавая на мезоуровне неоднородно осциллирующие внутренние напряжения.
Как видно из рис. 5, а, величина х уменьшается с расстоянием от источника внутренних напряжений. Уменьшение амплитуды поля внутренних напряжений происходит по закону 1 ~ 1/1. Это подтверждает рис. 5, б, на котором представлены соответствующие зависимости, построенные по данным рис. 5, а. Из рис. 5, б видно, что зависимости 1 = f (1/1) представляют собой прямые линии. Это свидетельствует о том, что поля внутренних напряжений экранируются подвижными дислокациями [21].
Наличие значительных внутренних напряжений, обусловленных стыками зерен и фасетками на границах зерен, подтверждают результаты измерений на сплаве №3Бе в состоянии с ближним порядком. На рис. 6 представлены зависимости х от расстояния I от стыков зерен и фасеток на границах зерен для различных степеней деформации. Видно, что значения х особенно велики вблизи источников внутренних напряжений и быстро уменьшаются с удалением от источника. При расстояниях от источника I >2 мкм значения х приближаются к наблюдаемым в объеме зерен. Наблюдаемая закономерность сохраняется, как видно, и с увеличением степени деформации.
Стыки зерен Фасетки
<8> є = 0.02 \
р і 8 = 0.10 V
х 8 = 0.15 I • 8 = 0.23 і\ іє=^
1 ° є = 0.29 \ \ • є = 0 23
\ \ о 8 = 0.29
|\ о о \ \
1 >4. ° \
Л,—
V
0 2 4 0 2 4
/, мкм
Рис. 6. Зависимость кривизны-кручения % кристаллической решетки от расстояния I от стыков зерен и фасеток границ зерен при разных степенях деформации 8. Сплав NiзFe, ^ = 40 мкм
Сравнение результатов, представленных на рис. 5, а и 6, показывает, что область высоких значений % вблизи границ зерен, их стыков и уступов на границах зерен для исследуемых сплавов занимает достаточно узкую зону зерна поликристалла. При размерах зерен 40...60 мкм эта приграничная зона высоких значений % (или внутренних напряжений) в исследуемых сплавах твердых растворов не превышает 2...3 мкм.
Измерение распределений внутренних напряжений по зерну было выполнено также для ультрамелкозернис-тых Си и №, приготовленных методом равноканального углового прессования (РКУП), со средним размером зерен 210 нм. На рис. 7 представлено распределение внутренних напряжений, измеренных по кривизне дислокационных сегментов, для ультрамелкозернистой меди. Из распределения видно, что в теле зерна напряжения ниже, чем вблизи границ зерен. Интересно отметить, что самыми напряженными участками оказываются субграницы (границы ячеек), присутствующие внутри зерен. Этот результат указывает на механизм формирования микрозернистой меди при интенсивной пластической деформации. В ходе деформации накапливается значительная плотность дислокаций внутри зерен, затем формируется ячеистая, а впоследствии — фрагментированная структура. Плотность дислокаций в границах фрагментов и угол разориентировки на них возрастают, и они превращаются в новые большеугловые границы зерен. Затем весь цикл повторяется вновь. Это означает, что внутри микрозерен меди происходит обычный цикл эволюции дислокационной структуры по низкоэнергетической ветви [8, 22]. Высокие значения внутренних напряжений на границах ячеек и субграницах ультра-мелкозернистой меди, полученные в настоящей работе, свидетельствуют о том, что их релаксация в процессе эволюции структуры имеет важное значение для форми-
р. | а “I б
0.8 -
0.6 - (те) = 64 МПа (т@) = 80 МПа
0.4 -
0.2 _
0.0 , , , п ,
~т \± и.
0.6 -1
<те> = 76 МПа <те>= 110 МПа
0.4 - 1
0.2 _ і
0.0 ( П і I !—1 гп п
Э 200 400 600 0 200 400 600
<те>, МПа
Рис. 7. Распределение внутренних напряжений те: в теле зерна (а), вблизи границы зерна (б), непосредственно на границе зерна (в), вблизи границ ячеек (г). Ультрамелкозернистая медь, полученная методом равноканального углового прессования, ^ = 210 нм. Указаны средние значения т е
рования ультрамелкозернистой структуры при интенсивной пластической деформации. Ранее на важную роль процесса фрагментации в ходе образования зерен субмикронного размера указывалось в [23].
Аналогичные результаты были получены при измерении внутренних напряжений в ультрамелкозернистом никеле. Эти данные представлены в табл. 1. Из таблицы видно, что границы зерен и субзерен, и особенно границы ячеек, являются источниками наиболее высоких внутренних напряжений. Обратим внимание, что даже отжиг при Т= 125 °С, 3 ч после равноканального углового прессования практически не изменяет эту ситуацию.
На основе проведенных измерений распределения внутренних напряжений в ГЦК-сплавах с обычным размером (40...60 мкм) зерен и ультрамелкозернистых металлах со средним размером зерен 0.2 мкм можно сделать заключение, что вблизи границ зерен существует область высоких напряжений — упрочненная приграничная зона. Ее размеры в поликристаллах с обычным размером зерен составляют 1/20 ... У30 размера зерна. В ультрамелкозернистых металлах Си и № с размером зерен 0.2 мкм она занимает 1/10 часть зерна. Другими словами, с уменьшением размера зерен относительный размер упрочненной приграничной зоны увеличивается. Аналогичный результат недавно был получен методом моделирования [24]. Авторы [24] приграничную зону относят к ширине границ зерен. Отметим, что зона высоких напряжений в ультрамелкозер-нистых металлах характерна, как указывалось выше, и
Таблица 1
Внутренние напряжения в ультрамелкозернистом никеле
Te, МПа (± 50 МПа)
Место измерения РКУП (свежеприготовленное состояние) РКУП + отжиг 125 °С, 3 ч
Среднее значение по объему 232 192
В границах зерен и субзерен (среднее значение) 255 240
В границах субзерен 2б0 250
В границах ячеек 350 410
В полосчатых бездислока-ционных границах 540 240
В полосчатых дислокационных границах 130 210
В плотных дислокационных стенках 230 240
Среднее значение внутри субзерен любого типа 170 120
Внутри субзерен с сетчатой дислокационной субструктурой 1б0 100
Внутри почти бездислока-ционных субзерен 130 130
для дислокационных ячеек, сформированных внутри микрозерен. Она также занимает примерно 1/10 часть от размера ячеек.
Результаты, полученные в настоящем разделе, являются экспериментальным подтверждением реалистичности композитных моделей как для материалов с обычным размером зерен, так и для ультрамелкозернистых материалов. Обзор композитных моделей зерен представлен авторами в [25].
5. Изменение внутренних напряжений с деформацией
Как следует из представленных в предыдущем разделе результатов, наиболее высокий уровень внутренних напряжений в поликристаллах создают стыки зерен и фасетки на границах зерен. Уровень внутренних напряжений вблизи этих источников значительно превышает напряжения, которые создаются дислокационными образованиями внутри зерен. Исключение здесь составляют границы дислокационных ячеек в ультра-мелкозернистых материалах, приготовленных методом интенсивной пластической деформации. В этом случае внутренние напряжения оказываются сопоставимы по величине с наблюдаемыми на границах зерен и в стыках микрозерен.
На рис. 8 представлено изменение кривизны-кручения х с развитием деформации в стыках зерен и вдали от границ зерен в сплаве NiзFe с ближним порядком. Хорошо видно, что с развитием деформации различие X в этих областях кристалла возрастает. Внутренние
0 -----------------1---------------1---------------1----------------1—
0.0 2.5 5.0 7.5 10.0
8, %
Рис. 8. Зависимость кривизны-кручения % кристаллической решетки от степени деформации 8 в стыках зерен (1) и вдали от границ зерен (2). Сплав №^е
напряжения, обусловленные наличием границ зерен, оказываются значительно более высокими, чем в обьеме зерен.
Аналогичные измерения были выполнены на ультра-мелкозернистых Си и №і, изготовленных методом равноканального углового прессования. Оказалось, что различие
0.0 0.1 0.2 0.3 0.4 0.5
в, %
Рис. 9. Зависимости внутренних напряжений те от степени деформации для сплавов Cu-Mn (а) и Cu-Al (б) с разным содержанием легирующего элемента (указано на графиках). HEDS — высокоэнергетические субструктуры, LEDS — низкоэнергетические субструкгуры
внутренних напряжений в теле микрозерен и в стыках зерен, а также вблизи границ зерен сохраняется до достаточно глубоких деформаций, но это различие оказывается примерно таким же, какое наблюдается непосредственно после изготовления этих образцов.
В исследуемых поликристаллических материалах была изучена также эволюция среднего поля внутренних напряжений с деформацией. На рис. 9 представлены экспериментальные данные о средних величинах те для поликристаллических сплавов Си-Мп и Си-А1. Видно наличие двух ветвей значений те: одна ветвь более высоких значений те соответствует сплавам с большой концентрацией легирующего элемента (Мп или А1) и другая ветвь более низких значений те соответствует сплавам с низкой концентрацией легирующего элемента. Это четкое различие двух ветвей те особенно характерно для сплавов Си-Мп. Известно, что дислокационные субструктуры классифицируются на низкоэнергетические и высокоэнергетические [26-28]. В низкоэнергетических субструктурах имеет место сильное взаимное экранирование полей внутренних напряжений благодаря специфическому распределению дислокаций. Такое распределение характерно, например, для ячеистых дислокационных и фрагментированных субструктур. В высокоэнергетических субструктурах экранирование полей внутренних напряжений меньше вследствие меньшей подвижности дислокаций. Примером могут служить субструктуры ориентационного хаоса, то есть субструктуры с непрерывными и дискретными разориентировками [29, 30]. Обратимся теперь к рис. 9, а, из которого следует, что при малой концентрации легирующего элемента (Мп) твердорастворное упрочнение является небольшим, перераспределение дислокаций происходит относительно легко, поэтому образуются низкоэнергетические субструктуры. Напомним, что запасенная энергия в дислокационном ансамбле
Д£ = Е т4 (6)
г 2Ц
При больших концентрациях Мп твердорастворное упрочнение препятствует перераспределению дислокаций и образуются высокоэнергетические субструктуры. В последних амплитуда микро- и мезонапряжений выше примерно в 1.5...2 раза.
Такая же ситуация наблюдается и в сплавах Си-А1 при деформациях е > 20 %. Однако при небольшой деформации (е < 20 %) значения те для сплава Си-А1 с высоким содержанием А1 оказываются даже ниже, чем для сплавов с малым содержанием легирующего элемента. Однако с увеличением степени деформации изменения те для сплавов Си-А1 и Си-Мп с разным содержанием легирующего элемента (А1 или Мп) оказываются подобными.
Отметим, что, как следует из рис. 9, в среднем внутренние напряжения с деформацией в исследуемых спла-
вах растут как для высокоэнергетических субструктур, так и для низкоэнергетических. Это означает, что в обоих случаях упорядоченность ансамбля дефектов [14] с ростом их плотности в исследованных сплавах убывает.
6. Заключение
В деформируемых поликристаллических металлах и сплавах возникает спектр источников внутренних напряжений. Методом просвечивающей электронной микроскопии удается их идентифицировать. Источниками наиболее высоких напряжений в поликристаллах с обычным размером зерен являются границы зерен, микроуступы (фасетки) на них, стыки зерен и микротрещины. Микроуступы на границах зерен и стыки зерен (тройные линии) содержат частичные дисклинации, которые и являются источниками внутренних напряжений в поликристаллах.
Зависимости изменения амплитуды поля внутренних напряжений с расстоянием от конкретных источников свидетельствуют об экранировке их подвижными дислокационными зарядами.
Спектр источников внутренних напряжений в ульт-рамелкозернистых металлах во многом подобен наблюдаемому в обычных поликристаллах. Источником наиболее высоких внутренних напряжений в ультрамелко-зернистых материалах являются границы зерен, дислокационных ячеек и фрагментов и дисклинации в тройных стыках.
Экспериментально установлено, что в поликристаллах с разным размером зерен вблизи границ зерен существует зона более высоких напряжений, чем в теле зерен. С уменьшением размера зерен относительная ширина этой зоны по отношению к размеру зерна увеличивается. Такая зона существует также вблизи границ ячеек и фрагментов.
С ростом плотности дефектов взаимное экранирование источников поля ослабевает и амплитуда среднего поля растет. В низкоэнергетических субструктурах она в 1.5...2 раза ниже, чем в высокоэнергетических. Это объясняет появление двух последовательностей субструктурных превращений при активной пластической деформации металлических материалов.
Литература
1. Hall E.O. The deformation and ageing of mild steel: III. Discussion of results // Proc. Phys. Soc. - 1951. - V. 64B. - P. 747-753.
2. Petch N.J. The cleavage strength of polycrystals // J. Iron Steel Inst. -1953. - V. 174. - P. 25-28.
3. Роль дислокаций в упрочнении и разрушении металлов / Под ред.
В.С. Ивановой. - М.: Наука, 1973. - 180 с.
4. Вишняков Н.Д., Бабарэко А.А. Теория образования текстур в металлах и сплавах. - М.: Наука, 1979. - 343 с.
5. Бэкофен В. Проблемы деформации. - М.: Мир, 1977. - 342 с.
6. ВалиевР.З., Александров И.В. Наноструктурные материалы, полученные интенсивной пластической деформацией. - М.: Логос, 2000. - 272 с.
7. Valiev R.Z., lslamgaliev R.K., Alexandrov I.V. Bulk nanostructured materials from severe plastic deformation // Progress in Materials Science. - 2000. - V. 45. - P. 103-189.
8. Конева Н.А., Козлов Э.В. Физическая природа стадийности пластической деформации // Структурные уровни пластической деформации и разрушения / Под ред. В.Е. Панина. - Новосибирск: Наука, 1990. - С. 123-186.
9. Русаков А.А. Рентгенография металлов. - М.: Атомиздат, 1977. -479 с.
10. Конева Н.А., Лычагин Д.В., Теплякова Л.А., Козлов Э.В. Развороты кристаллической решетки и стадии пластической деформации // Теоретическое и экспериментальное исследование дисклинаций / Под ред. В.И. Владимирова. - Л.: ФТИ им. А.Ф. Иоффе, 1984. -С. 161-168.
11. Конева Н.А., Лычагин Д.В., Теплякова Л.А., Тришкина Л.И., Козлов Э.В. Полосовая субструктура в ГЦК-однофазных сплавах // Дисклинации и ротационная деформация твердых тел / Под ред.
B.И. Владимирова. - Л.: ФТИ им. А.Ф. Иоффе, 1988. -
C. 103-113.
12. Конева Н.А., Козлов Э.В., Тришкина Л.И., Лычагин Д.В. Даль-нодействующие поля напряжений, кривизна-кручение кристаллической решетки и стадии пластической деформации. Методы измерений и результаты // Новые методы в физике и механике деформируемого твердого тела. Ч. I / Под ред. В.Е. Панина. - Томск: ТГУ, 1990. - С. 83-101.
13. Зеегер А. Механизм скольжения и упрочнения в кубических гра-нецентрированных и гексагональных плотноупакованных металлах // Дислокации и механические свойства кристаллов. - М.: Иностр. литер., 1960. - С. 179-268.
14. Kozlov E.V, Koneva N.A. Internal fields and other contributions to flow stress // Mat. Sci. Eng. - 1997. - V. A234-236. - P. 982-985.
15. Конева Н.А. Мезоструктура, внутренние напряжения и стадии пластической деформации // Вопросы материаловедения. - 2002. -Т. 29. - № 1. - С. 103-112.
16. Кривоглаз М.А. Теория рассеяния рентгеновских лучей и тепловых нейтронов реальными кристаллами. - М.: Наука, 1967. - 336 с.
17. Рыбин В.В. Большие пластические деформации и разрушение металлов. - М.: Металлургия, 1986. - 224 с.
18. ВладимировВ.И., Романов А.Е. Дисклинации в кристаллах. - Л.: Наука, 1986. - 223 с.
19. Kozlov E.V, Popova N.A., Ivanov Yu.F. et al. Structure and sources of long-range stress fields in ultrafine-grained copper // Ann. Chim. Fr. - 1996. - V 21. - P. 427-442.
20. Рыбин В.В. Закономерности формирования мезоструктур в ходе развитой пластической деформации // Вопросы материаловедения.- 2002. - Т. 29. - № 1. - С. 11-33.
21. Конева Н.А., Тришкина Л.И., Козлов Э.В. Спектр и источники полей внутренних напряжений в деформированных металлах и сплавах // Изв. АН. Серия физическая. - 1998. - Т. 62. - № 7. -
С. 1350-1356.
22. Козлов Э.В., Старенченко В.А., Конева Н.А. Эволюция дислокационной субструктуры и термодинамика пластической деформации металлических материалов // Металлы. - 1993. - №2 5.-
С. 152-161.
23. Abdulov R.Z., Valiev R.Z., Krasilnikov N.A. Formation of submicrometre-grained in magnesium alloy to high plastic strains // J. Mat. Sci. Lett. - 1990. - V. 9. - P. 1445-1447.
24. Meyers M.A., Benson D.J., Vohringer O. et al. Constitutive description of dynamic deformation: physically-based mechanisms // Mat. Sci. Eng. - 2002. - V. A322. - P. 194-216.
25. Жданов А.Н., Конева Н.А., Козлов Э.В. Структура поликристал-лического агрегата и его роль в формировании предела текучести, прочности и пластичности // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. - 2004. - № 1. - С. 219-225.
26. Hansen N., Kuhlmann-Wilsdorf D. Low energy dislocation structure due to unidirectional deformation at low temperatures // Mater. Sci. Eng. - 1986. - V. 81. - P. 141-161.
27. Kuhlmann-Wilsdorf D. Theory of plastic deformation: properties of low energy dislocation structure // Mater. Sci. Eng. - 1989. -V. A113. - P. 1-41.
28. Koneva N.A., Kozlov E.V, Trishkina L.I., Pekarskaya E.E. Thermodynamics of substructure transformations under plastic deformation of metals and alloys // Mat. Sci. Eng. - 1997. - V. A234-236. - P. 614-616.
29. Конева Н.А., Козлов Э.В., Тришкина Л.И. Классификация дислокационных субструктур // Металлофизика. - 1991. - V. 13. -№ 10. - С. 49-58.
30. Koneva N.A., Lychagin D.V., Trishkina L.I., Kozlov E.V. Types of dislocation substructures and stages of stress-strain curves of FCC alloys // Strength of Metals and Alloys: Proceed. of ICSMA-7. - Oxford: Pergamon Press, 1985. - V 1. - P. 27-32.
