CC BY
72
Механизм локализованной деформации субмикрокристаллической меди
при растяжении
В.Е. Панин, Л.С. Деревягина, Р.З. Валиев1
Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634021, Россия 1 Институт физики перспективных материалов при УГАТУ, Уфа, 450025, Россия
С использованием оптико-телевизионного измерительного комплекса высокого разрешения исследована кинетика развития пластической деформации при растяжении субмикрокристаллической (СМК) меди при 20 °С. Показано, что ведущим механизмом пластической деформации СМК-меди в исследованных условиях является развитие полос локализованной деформации. Это обусловливает быстрое возникновение шейки и низкую пластичность материала. Делается заключение, что специфическая внутренняя структура СМК-меди не позволяет в условиях растяжения при 20 °С обеспечить квазиоднородную генерацию дислокаций на микромасшабном уровне, необходимую для однородного пластического течения образца без образования шейки.
1. Введение
В связи с развитием мезомеханики [1-4] полосы локализованной деформации (ПЛД) все более привлекают внимание исследователей. Возникновение макроскопических ПЛД в поликристаллических материалах трактуется мезомеханикой как глобальная потеря сдвиговой устойчивости нагруженного материала. Отсюда вытекает практическая значимость и важность изучения этой проблемы.
Исследованию ПЛД на различных масштабных уровнях посвящено значительное количество работ. Теоретически и экспериментально анализируют условия и механизмы формирования ПЛД [5-9], морфологические аспекты ПЛД [10], в частности, вероятный угол их распространения [11], дислокационную структуру полос в материалах с разным типом решеток [12]. В обзоре [13] классифицированы разные типы локализаций пластического течения с точки зрения условий их проявления. Полагая, что объединяющей чертой различных типов ПЛД является квазивязкий характер деформации, авторы [13 ] приходят к выводу, что дислокационные подходы не в состоянии дать удовлетворительное объяснение наблюдаемым явлениям локализации. Свое видение механизмов макролокализации деформации предлагают авторы [8-10], связывающие формирование ПЛД со специфическим характером микрополос сдвига, пронизывающих несколько зерен сразу и распространяющихся через образец в форме тонких пластин без отклонения. Однако, несмотря на активное изучение этой проблемы, многие авторы [13, 14] отмечают, что вопрос
о критериях, определяющих появление того или иного вида ПЛД, остается открытым.
Настоящая работа посвящена исследованию закономерностей формирования ПЛД в субмикрокристаллической меди с размером зерна порядка 0.2-0.5 мкм. Для аттестации ПЛД, формирующихся при растяжении СМК-меди, использован оптико-телевизионный измерительный комплекс TOMSC высокого разрешения [1]. Металлографически in situ прослеживаются особенности их зарождения и распространения. С помощью специально разработанной программы в ходе растяжения проведен анализ полей векторов смещений, полей соответствующих им компонент продольных Ux и поперечных Uy проекций, распределения локальной продольной скорости деформации. Поставлены задачи идентифицировать ПЛД в СМК-меди, изучить кинетику их развития, высказать соображения о механизме зарождения и формирования ПЛД и о критериях, лежащих в основе гетерогенной пластической деформации в СМК-меди при растяжении.
2. Материалы и методика исследования
СМК-медь получена в результате интенсивной предварительной деформации обычной поликристалличес-кой меди равноканальным угловым прессованием [15] до истинных логарифмических степеней деформации е =3, то есть находится в крайне неравновесном состоянии. Структурные исследования по определению размера зерна в исходном и слегка (-0.5 %) деформированном материале меди выполняли на просвечиваю-
© Панин В.Е., Деревягина Л.С., Валиев Р.З., 1999
щем электронном микроскопе типа М-125К методом реплик с самооттенением и методом фольг. Фольги готовили стандартным способом на приборе струйной электрополировки. Образцы для испытания механических свойств на растяжение, вырезанные электроискровым способом, были двух типов: плоские образцы без надреза и с надрезом (рис. 1) как концентратором напряжений для выявления роли макроконцентратора напряжений в зарождении ПЛД. После тщательной механической полировки растяжение образцов при комнатной температуре со скоростью деформации V = 9.6 мм/час проводили на установке ИМАШ-2078, оборудованной оптико-телевизионным измерительным комплексом TOMSC.
Металлографические картины рельефа деформированного образца фиксировали через 7 секунд и по ним рассчитывали поля векторов смещений. Распределение продольной компоненты скорости смещения рассчитывали численно [16] по экспериментально полученному семейству изолиний и .
Величину сдвига в ПЛД определяли методом сеток Фридмана [17].
3. Результаты структурных исследований
Представление о размере зерна и дислокационной структуре исследуемой СМК-меди дает рис. 2, на котором приведена микроструктура фольги исходного материала. Границы зерен СМК-меди представляют собой прослойки с большой плотностью дефектов, занимая ~10 % объема всего материала. Деформационный рельеф внутри зерен на репликах с деформированной до 0.5 % меди слаб, что свидетельствует о малом вкладе гомогенной деформации в общую.
4. Результаты механических испытаний и металлографических наблюдений
Диаграммы растяжения образцов СМК-меди с надрезом и без него в координатах ст-е, рассчитанных в приближении гомогенной деформации, приведены на рис 3. Для сравнения здесь же приведена диаграмма
растяжения крупнокристаллической меди с размером зерна 40 мкм.
Видно, что в результате предварительной деформации при равноканальном угловом прессовании и возникновения в меди СМК-структуры ее предел текучести возрос почти в 7 раз (350 ± 20 МПа) по сравнению с крупнокристаллической медью (~50 МПа), а пластичность упала до 9-10 % по сравнению с 40 % для крупнокристаллической меди. Стадия квазиравномерного течения у СМК-меди оказывается аномально короткой 1-2 %. В то же время, протяженность стадии развития шейки значительно выше у СМК-меди, чем у крупнокристаллической меди.
Начало пластической деформации образцов СМК-меди без надреза легко обнаруживается металлографически по появлению редких грубых мезополос локализованной деформации, распространяющихся под углом 54° к оси растяжения почти мгновенно через все поперечное сечение образца. Короткая стадия квазиравномерного течения (при этом мезополосы заполняют весь объем образца) завершается формированием двух пересекающихся макрополос локализованной деформации, распространяющихся в направлении, близком к 54° (рис. 4, а).
Рис. 3. Диаграммы ст-е при растяжения образцов меди: 1 — СМК, однородный; 2 — СМК с надрезом; 3 — крупнокристаллический однородный
Рис. 4. Конфигурация полос локализованной деформации при разных схемах нагружения образца: а — двустороннее; б — одностороннее растяжение
С момента формирования макрополос локализации деформации преимущественные изменения деформационного рельефа концентрируются в зонах ПЛД. Другими словами, эволюция пластической деформации в области шейки обеспечивается механизмом развития сопряженных макрополос. Длительный процесс такого шейкообразования заканчивается вязким разрушением вдоль одной из сопряженных макрополос локализованной деформации.
Для описанного случая растяжение образцов было двусторонним. Если образец растягивали в одном направлении (один из захватов был неподвижен), то наблюдали дипольную конфигурацию полос (рис. 4, б). По-видимому, каждый подвижный захват генерирует ПЛД G-типа (по терминологии [18], для которых характерно последовательное развитие только одиночного скольжения). Оба подвижных захвата генерируют встречные ПЛД, сдвиги в которых являются сопряженными. Один подвижный захват генерирует диполь ПЛД со встречным направлением сдвига в параллельных полосах локализованной деформации.
В соответствии с концепцией мезомеханики [1-4] в основе глобальной потери сдвиговой устойчивости нагруженного образца лежит возникновение в нем локализованного макроконцентратора напряжений. Поэтому можно ожидать, что для образца СМК-меди с макроконцентратором в виде надреза две сопряженные макрополосы локализованной деформации будут возникать с самого начала пластического течения. При этом в зоне надреза они должны спариваться основаниями, а не пересекаться, как в образце СМК-меди без надреза. Это действительно подтвердилось экспериментально. Однако макрополосы возникают не одновременно и развиваются по схеме фазовой волны переключений [19].
На рис. 5 приведены металлографические картины эволюции полосовых структур и рассчитанные для них поля векторов смещений и их проекций (продольных и и поперечных иу). О неодновременном зарождении
полос свидетельствует картина изолиний продольных компонент Ux = const (рис. 5, б). Вначале формируется правая макрополоса, затем, в силу закона парности касательных напряжений [20], — левая, аккомодационная (рис. 5, г). Формирующиеся макрополосы разбивают образец на три области, при этом область, заключенная между ПЛД, сдвигается как целое вверх относительно двух смежных с ней областей (рис. 5, д, е). Резко меняющийся наклон векторов смещений в области ПЛД (рис. 5, д) демонстрирует большие величины материального поворота в них. Пластические сдвиги в области полос, характер и кинетику их развития исследовали методом сеток (рис. 6) и измерением поперечных компонент векторов смещений (рис. 5, е). Анализ тонкой структуры макрополосы ЛД показывает, что направление сдвигов внутри макрополосы не совпадает с направлением самой полосы. Указанные направления, как видно из рис. 5, д, где представлен преимущественный макросдвиг вдоль правой макрополосы, являются сопряженными направлениями максимальных касательных напряжений. Их векторная сумма определяет продольное смещение правой части образца в направлении оси растяжения.
Левая макрополоса локализованной деформации на рис. 5, д в момент измерения векторов смещений испытывала более слабый макросдвиг. Как следствие, левая часть образца отклонялась от оси растяжения, обусловливая локальный изгиб образца. Возникающий изгибающий момент в ходе последующего растяжения образца интенсифицировал макросдвиг в левой макрополосе. В итоге макросдвиги в левой и правой макрополосах развиваются по схеме фазовой волны переключений, впервые обнаруженной в [19]. Распределение локальной продольной компоненты скорости в левой и правой ПЛД в интервале деформаций 0.9-1.25 % представлено на рис. 7. Видно, что в рассматриваемом интервале деформаций локальная продольная компонента скорости сдвига в правой ПЛД непрерывно возрастает,
в
Рис. 5. Эволюция полосовых структур образцов (с надрезом) СМК-меди при растяжении: а, в — металлографическая картина рельефа поверхности; б, г — карта продольных компонент векторов смещений; д — поле векторов смещений; е — карта поперечных компонент векторов смещений. е = 0.5 (а); 0.25-0.4 (б); 1.25 (в); 0.25-05 (г); 0.25-0.5 (д); 1.25 (е) %. Цифрами на картах компонент векторов смещений обозначены величины соответствующих проекций векторов в условных единицах
в то время как в левой макрополосе она, пройдя через максимум, снижается. Это соответствует схеме фазовой волны переключений.
Дальнейшее развитие деформации вызывает изменение начальной конфигурации надреза образца как макроконцентратора напряжений (рис. 5, в). В результате этого между первичными макрополосами формируются две вторичных полосы. Как и в случае первичных, вторичные две макрополосы зарождаются не одновременно, а последовательно: вначале левая, потом правая и также развиваются по схеме фазовой волны переключений. Окончательное вязкое разрушение образца с макроконцентратором напряжений происходит по макрополосе, зародившейся первой.
5. Обсуждение результатов
Согласно [21] о запасе устойчивости деформации можно судить как по квазиравномерной части кривой течения, так и по отношению стт/ств, где стт — предел текучести, а ств — временное сопротивление. При стт/ств —— 1 пластическая деформация с самого начала неустойчива вследствие малой способности материала к деформационному упрочнению, которого хватает только на компенсацию геометрического разупрочнения, связанного с уменьшением поперечного сечения образца в ходе пластического течения. Действительно, для крупнокристаллической и СМК-меди отношения стт/ств сильно отличны и равны соответственно ~0.2 и
Рис. 6. Распределение сдвигов в области ПЛД при растяжении СМК-меди (е * 2 %). х20 (а); х40 (б)
-0.83. Крупнокристаллическая медь в ходе пластического течения проходит все три масштабных уровня потери сдвиговой устойчивости: микро, мезо и макро. Именно микромасштабный уровень, связанный с увеличением плотности дислокаций в деформируемом материале, обеспечивает в крупнокристаллической меди сильное деформационное упрочнение, низкое значение ат/ав и протяженную стадию квазиравномерной деформации. Образование шейки связано с резким снижением аккомодационной способности дислокаций на микро-и мезомасштабном уровнях. Протяженность ее развития оказывается незначительной. Самоорганизация возникающих несплошностей на микро- и мезоуровнях приводит к распространению магистральной трещины и разрушению образца. Чашечный излом при разрушении отражает слияние микротрещин, возникающих на границах ячеистой дислокационной субструктуры как не-аккомодированной поворотной моды деформации. Возникновение на границах зерен микроконцентраторов напряжений является близкодействующим. Генерируемые ими дислокации проходят небольшие расстояния внутри зерен. В результате плотность дислокаций и связанное с ними деформационное упрочнение на всех стадиях микромасштабного уровня возрастает. Разупрочнение в шейке при этом не происходит.
Пластическая деформация СМК-меди с самого начала обусловлена потерей сдвиговой устойчивости на мезоуровне и изначально гетерогенна. Структурно гетерогенность пластической деформации проявляется в виде редких пластиноподобных мезополос шириной -10 мкм, распространяющихся почти мгновенно через все сечение образца под углом -54° к оси растяжения без отклонения, что указывает на их некристаллографический характер.
Формирование СМК-структуры в меди приводит к качественному изменению типа материала по сравнению с крупнокристаллической медью. По существу,
СМК-медь — это композиционный материал, в котором 90 % объема занимают твердые включения кристаллической фазы, а 10 % объема — сдвигонеустойчивая прослойка дефектной «фазы». Коллективные эффекты поведения деформационных дефектов (зернограничных дислокаций, дисклинаций, точечных дефектов) в дефектной матрице обуславливают ее поведение как гидродинамической среды. Времена релаксации коллективных атомных перераспределений в дефектной матрице очень малы. Поэтому в ней не могут возникать сдвиговые компоненты напряжений, необходимые для возникновения микроконцентраторов напряжений, способных генерировать дислокации в ходе растяжения. Отсюда в кристаллических включениях нет накопления дислокаций, а следовательно, и нет деформационного упрочнения.
Когда на поверхности образца нагружаемой СМК-меди достигается уровень мезоконцентраторов напряжений, возникает потеря сдвиговой устойчивости образца в направлении ттах. Распространяются мезополо-сы через все сечение образца. Эта стадия кривой ст-е очень короткая.
Глобальная потеря сдвиговой устойчивости образца СМК-меди приводит к появлению двух сопряженных или дипольных макрополос. При малых скоростях нагружения они должны развиваться практически одновременно из-за очень малых времен релаксации в дефектной фазе. Поэтому обычных фазовых волн переключений, как это наблюдается в Fe+3вес.%Si [19], быть не должно (последнее предполагает деформационное упрочнение в ходе попеременных сдвигов).
При конечных скоростях нагружения определенные осцилляции в скоростях сдвигов в сопряженных макрополосах могут быть. Это действительно наблюдается
V 10 5. с '
Рис. 7. Распределение локальной продольной компоненты скорости в области макроконцентратора: е * 0.9-1.1 (1); е * 0.9-1.18 (2); епл* 0.9-1.25 % (3)
на рис. 7. Поэтому механизм развития шейки в СМК-меди можно классифицировать как слабо осциллирующую фазовую волну переключений. Частота осцилляции фазовой волны переключений определяется коэффициентом деформационного упрочнения 0 в макрополосе локализованной деформации: чем больше величина 0, тем выше частота осцилляций.
Что касается механизма зарождения и распространения в гетерогенной среде полос локализованной деформации, то он остается слабо исследованным. Пока идет накопление экспериментальных данных о феноменологических закономерностях подобной деформации.
Формирование непрерывных мезополос, распространяющихся через границы зерен, наблюдали в [8-10, 22]. При растяжении предварительно деформированных (е = 0.1-0.9) сталей, содержащих 0.06 вес. % углерода, были обнаружены [9, 10] микрополосы сдвига, пронизывающие несколько зерен и распространяющиеся через все сечение образца в форме тонких пластин без отклонения. Этим же автором (A. Korbel) свойство микрополос пересекать границы зерен и превращаться таким образом в полосы локализованного сдвига (shear bands) было обнаружено [9] при растяжении сплава Al-4.8%Mg, предварительно прокатанного до еист = 1.5.
Кайбышев О.А. [22] наблюдал полосы скольжения, проходящие через границы зерен в текстурированной прокаткой до е = 98 % и отожженной (Т = 650 °С, 4 часа) меди. Полосы локализованного сдвига, пересекающие границы зерен и двойники, наблюдали авторы [23] в холоднокатаных до 60 % аустенитных сталях при испытании их на растяжение.
Причины выше описанного явления, по мнению наблюдавших его авторов, различны. Так, например, Korbel A. с соавторами предполагают, что процесс формирования мезополос сдвига начинается с кристаллографически ориентированного лавинного грубого скольжения в одном зерне. Из-за высоких напряжений у фронта полосы облегчено ее распространение в соседние зерна, в результате чего микрополоса, пересекая границы зерен, превращается в полосу локализованного сдвига или в мезополосу. Формирование макрополос эти же авторы рассматривают как автокаталитический двухступенчатый процесс, который включает в себя механизм зарождения микрополос (генерация первых лавинообразных дислокаций) и их последующий переход в макрополосу сдвига, когда становится возможным некристаллографическое скольжение через границы зерен.
Кайбышев О.А. полагает, что прохождение полос скольжения через границы зерен обусловлено тем, что границы наклона в текстурированных материалах являются меньшим препятствием для движения дислокаций, чем обычные большеугловые границы.
Canava G.R. и др. [11] рассматривают формирование макрополос локализации деформации как третий после скольжения и двойникования важный механизм деформации. Таким образом, не ясно, в результате чего происходит формирование полос локализованного сдвига: является ли причиной тому особое состояние границ или высокий уровень внутренних напряжений, какова должна быть степень неравновесности, необходимая для формирования полос сдвига. Все эти вопросы пока остаются открытыми.
Окончательная трактовка механизма развития макрополос локализованной деформации СМК-меди затруднена из-за отсутствия электронно-микроскопических исследований тонкой структуры мезо- и макрополос. Однако уже имеющиеся данные дают основание говорить о том, что есть много общего в физике явлений, описанных в работах [8-10] и наблюдаемых нами в СМК-меди. По классификации [13] макрополосы в СМК-меди — типичные полосы локализованного сдвига. В соответствии с [1-3] в основе их формирования лежат особенности, связанные с возникновением в образце макроконцентратора напряжений и структурными изменениями в ПЛД, в результате которых теряется способность материала к деформационному упрочнению. Последний факт подтверждают измерения микротвердости в полосе до и после деформации. Результаты измерений микротвердости в полосе свидетельствуют о ее незначительном падении со 120 кг/мм до 112116 кг/мм с ростом макродеформации до - 5 %.
Макроконцентратор напряжений в развитии макрополос локализованной деформации играет основополагающую роль [1-4]. Согласно [4], специфика деформации поверхностного слоя нагруженного образца вызывает формирование на поверхности образца гофра, эволюция которого завершается возникновением на поверхности образца одного или двух макроконцентраторов напряжений.
В случае двух макроконцентраторов напряжений в шейке формируются две пересекающиеся ПЛД, распространяющиеся по сопряженным направлениям максимальных касательных напряжений. Такая картина возникает при растяжении образца СМК-меди без надреза. Введение искусственного макроконцентратора напряжений в виде надреза образца СМК-меди формирует две сопряженные макро ПЛД, спаренные в надрезе своими основаниями. В последнем случае развитие деформации в шейке происходит по схеме фазовой волны переключений [19], которая обуславливает высокие степени локализованной деформации в шейке, рис. 7. В крупнокристаллической меди фазовая волна переключений в шейке не возникает. Как следствие, падающий участок кривой ст-е очень короток, и разрушение образца происходит при очень высоких значениях деформирующего напряжения (рис. 3, кривая 3).
Более подробный анализ развития в шейке СМК-меди фазовой волны переключений и ее связи с макроконцентратором напряжений на поверхности образца будет представлен позднее.
Работа выполнена при поддержке Российского фонда фундаментальных исследований (проект № 99-0100583).
Литература
1. Физическая мезомеханика и компьютерное конструирование металлов / Под ред. В.Е. Панина. - Новосибирск: Наука, 1995. -Т. 1. - 298 с., Т. 2. - 320 с.
2. Панин В.Е. Современные проблемы пластичности и прочности твердых тел // Изв. вузов. Физика. - 1998. - Вып. 41. - № 1. -С. 7-34.
3. Панин В.Е. Основы физической мезомеханики // Физическая мезо-
механика. - 1998. - Т. 1. - № 1. - С. 5-22.
4. Панин В.Е., Коротаев А.Д., Макаров П.В., Кузнецов В.М. Физическая мезомеханика материалов // Изв. вузов. Физика. - 1998. -№ 9. - С. 8-36.
5. Moril K., Mecking Н., Nakayama Y. Development of shear bands in f.c.c. single crystals // Acta Met. - 1985. - V. 33. - No. 3. -P. 379-386.
6. Peirce D., Asaro R.I., Needleman A. An analysis of nonuniform and localized deformation in ductile single crystals // Acta Met. - 1982. -V. 30. - P. 1087-1119.
7. Peirce D., Asaro R.I., Needleman A. Material rate dependence and localized deformation in crystalline solids // Acta Met. - 1983. -V.31.- No. 12. - P. 1951-1976.
8. Korbel A., Martin P. Microstructural events of macroscopic strain localization in prestrained tensile spesimen // Acta Met. - 1988. -V. 36. - No. 9. - P. 2575-2586.
9. Korbel A., Martin P. Microscopic versus macroscopic aspect of shear bands deformation // Acta Met. - 1986. - V. 34. - No. 10. - P. 19051909.
10. Korbel A. The mechanism of strain localization in metals //Archives of metallurgy. - 1990. - V. 35. - No. 2. -P. 177-203.
11. Canava G.R., Kocк U.F, Stout M.G. On the origin of shear bands in textured polycrystals // Scripta Met. - 1984. -V. 18. - P. 437-442.
12. Gilman J.I. Micromechanics of shear banding // Mechanics of materials. - 1994. - V. 17. - P. 83-96.
13. Альшиц В.И., Бережкова Г.В. О природе локализации в твердых телах // Сб. научн. трудов «Физическая кристаллография». - Наука, 1992. - С. 129-151.
14. Hatherly M., Malin A.S. Shear bands in deformed metals // Scripta Met. - 1984. - V. 18. - P. 449-454.
15. Ахмадеев Н.А., Валиев П.С., Кобелев Н.П. и др. Упругие свойства меди c субмикрокристаллической структурой // ФТТ. - 1992. -Т.34. - № 10. - С. 3155-3160.
16. Александров А.В., Потапов В.Д., Державин Б.П. Сопротивление материалов. - М.: Высш. школа, 1995. - 560 с.
17. Фридман Я.Б., Зилова Т.К., Демина Н.И. Изучение пластической деформации и разрушения методом накатанных сеток. - Москва: Оборонгиз, 1962. - 188 с.
18. Цигенбайн А., Плессинг Й., Нойхойзер Й. Исследование мезо-уровня деформации при формировании полос Людерса в монокристаллах концентрированных сплавов на основе меди // Физическая мезомеханика. - 1998. - Т. 1. - № 2. - С. 5-20.
19. Панин В.Е., Дерюгин Е.Е. Самоорганизация макрополос локализованного сдвига и фазовые волны переключений в поликристаллах // Физическая мезомеханика. - 1999. - Т. 2. - № 1-2. -С. 77-87.
20. Фридман Я.Б. Механические свойства металлов. - Москва: Машиностроение, 1974. - Т. 1. - 472 с.
21. Мороз Л.С. Механика и физика деформаций и разрушения материалов. - Л.: Машиностроение, 1984. - 224 с.
22. Кайбышев О.А. Пластичность и сверхпластичность металлов. -М.: Металлургия, 1975. - 279 с.
23. Paulus N., Ubbowitzer P.I., Speidel M.O. Shear bands in high nitrogen steels // Strength of materials. Proc. 10-th Int. Conf. on the Strength of Mat. - Sendai: Jpn. Inst. of Metals. - 1994. - P. 267-270.
