CC BY
62
УДК 539.27:669.3
ПАРАМЕТРЫ ДИСЛОКАЦИОННЫХ СУБСТРУКТУР И СОПРОТИВЛЕНИЕ ДЕФОРМИРОВАНИЮ ТВЕРДЫХ РАСТВОРОВ
© Н.А. Конева, Э.В. Козлов, Л.И. Тришкина
Россия, Томск, Государственный архитектурно-строительный университет
Koneva N.A., Kozlov E.V., Trishkina L.I. Dislocation substructure parameters and strength to deformation of solid solutions. The defect structure parameters as well as the parameters of the internal elastic stress fields in the deformed polycrystals of Cu-Mn alloys system are measured using the TEM method. The changes in the scalar and excess dislocation densities and in the density of disorientation boundaries on the deformation degree are studied. The internal stress fields in different substructures are evaluated by two independent techniques. Special attention is paid to the formation of flow stress at the stage of deformation corresponding to the formation of disoriented substructures.
ВВЕДЕНИЕ
Субструктурное упрочнение является важным механизмом упрочнения металлов и сплавов [1]. Деформационное упрочнение и смена стадий пластической деформации связаны с эволюцией дислокационной структуры, превращениями субструктур и изменением роли вкладов отдельных механизмов упрочнения [2-4]. К настоящему моменту надежно установлен четырехстадийный характер зависимостей ст - 8 (а - напряжение течения, 8 - степень деформации) [1-5]. В последнее время диагностируется наличие стадии V [6, 7].
Большинство исследований, учитывающих эволюцию дислокационной субструктуры (ДСС), выполнено на чистых металлах. Детально изучено превращение ячеистой неразориентированной ДСС в разориентиро-ванную. Построен определенный аппарат, позволяющий связывать напряжение течения с параметрами субструктуры. Часть этих исследований выполнена в рамках концепции LEDS - низкоэнергетической ДСС [8, 9]. Теория напряжения течения, хотя и учитывает дискретные разориентировки, в основном базируется на представлении о скалярном дислокационном ансамбле с плотностью дислокаций р. Вследствие этого на заключительной стадии не учитываются разориен-тировки, пренебрегается распределенной в объеме избыточной плотностью дислокаций и частичными дисклинациями. Поэтому недооценивается вклад в сопротивление деформированию внутренних упругих полей напряжений. По-видимому, это явилось следствием преимущественного исследования чистых металлов, для которых характерно образование при деформации LEDS и, соответственно, относительно малая роль внутренних полей напряжений. В твердых растворах картина иная. В них чаще наблюдается HEDS (HEDS - высокоэнергетические субструктуры). При их исследовании целесообразно работать с тензорным дислокационным ансамблем или, по крайней мере, измерять не только дискретные разориентировки, но также избыточную плотность дислокаций и кривизну-
кручения кристаллической решетки. Настоящая работа посвящена исследованию роли параметров ДСС, образующихся преимущественно на стадиях III и IV, в формировании напряжения течения и измерению отдельных вкладов в него. Большое внимание уделено роли непрерывных разориентировок и избыточной плотности дислокаций и вкладу внутренних полей напряжений. Вклады, обусловленные непрерывными и дискретными разориентировками, являются особенно важными на стадии III и IV, и их величина позволяет отделить LEDS от HEDS.
МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЯ
Исследование выполнено на сплавах системы Cu-Mn. В конкретных сплавах содержание марганца было 0,4; 0,6; 13,0 и 19,0 ат. %. Плоские образцы с размером рабочей части 100x12x2 мм подвергались растяжению на машине Instron со скоростью 2-10-2 с-1 при комнатной температуре. Размер зерен был 60 мкм. Деформированные образцы исследовались методом ПЭМ. Внутренние поля напряжений измерялись двумя методами [10]: по изгибу (г) дислокационных линий и по кривизне-кручению (%) кристаллической решетки. Последняя связана с избыточной плотностью дислокаций р± соотношением % = Р+-Ъ. Значение упругих напряжений хе рассчитывалось в первом методе по формуле:
- _М*
2r
и во втором - по формуле:
=а * МР±
(1)
(2)
где - коэффициент Струнина [11], рассчитанный для ансамбля, составленного из дислокаций одного знака (а^ = 1.. .1,5). Величины хе определялись как средние по объему материала после различных степеней деформа-
ции, так и в локальных объемах образцов, содержащих определенные типы субструктур.
РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
Упругие поля в различных субструктурах. В исследованных сплавах наблюдаются две последовательности превращений ДСС по мере развития деформации и накопления дислокаций [12]. В малолегированных твердых растворах (0,4 и 6,0 ат. % Mn) имеет место последовательность: дислокационный хаос ^ неразо-риентированные ячейки ^ разориентированные ячейки ^ микрополосы. Дислокационный хаос, характерный для переходной стадии деформации, превращается на стадии II в неразориентированную ячеистую ДСС. На стадии III ячейки становятся разориентированными. На стадии IV формируется смесь микрополосовой и фрагментированной ДСС. Для концентрированных твердых растворов (13,0 и 19,0 ат. % Mn) переходная стадия деформации характеризуется сетчатой ДСС, стадия II - ячеисто-сетчатой без разориентировок, стадия III - разориентированной ячеисто-сетчатой и стадия IV - микрополосовой. Первая последовательность является низкоэнергетической (LEDS - последовательность), вторая - высокоэнергетической (HEDS - последовательность).
Сведения об изменении полей напряжений в этих ДСС, определенных по изгибу дислокационных линий, приведены на рис. 1. Видно различие между низкоэнергетическими и высокоэнергетическими ДСС. В первых ДСС для значительной части объема материала, а именно внутри ячеек и фрагментов, характерны низкие значения те и большие значения те характерны для стенок ячеек, границ фрагментов и полосовой ДСС (рис. 1а). В высокоэнергетических ДСС поля более однородны в объеме материала, их значения быстро увеличиваются с ростом деформации (рис. 1б).
Вклад упругого поля в напряжение течения. Появление разориентировок изменяет ход зависимостей
«ст - д/р ». Она отклоняется от прямой линии в сторону увеличения параметра а, который входит в соотношение: ст = mi = mayh^Jp (т - ориентационный фактор). С ростом деформации развиваются как непрерывные, так и дискретные разориентировки. Непрерывные разориентировки характеризуются кривизной-кручения % или избыточной плотностью дислокаций р±, дискретные - плотностью границ (М) и углом (ф) разориентировки на них. Сначала границами разориентировок являются границы ячеек, затем - субграницы микрополосовой и фрагментированной ДСС. Данные свидетельствуют о прямой пропорциональной зависимости между напряжением течения и плотностью субграниц М и р± (рис. 2а, 2б). Поэтому можно сделать вывод о значительном вкладе дискретных и непрерывных разориентировок в сопротивление деформированию.
Более строго характеризует вклад, обусловленный разориентировками, величина Дст, равная разности меж-
Рис. 1. Поведение внутренних упругих полей в различных дислокационных субструктурах в зависимости от степени деформации: 1 - в дислокационном хаосе; 2,2' - внутри ячеек; 3,3' - в стенках ячеек; 4,4' - в микрополосовой структуре. На рис. 1а - данные для сплавов Си + 0,4 ат. % Мп (2, 3) и Си + + 6 ат. % Мп (1, 2, 3, 4); на рис. 1б - данные для сплавов Си + + 13 ат. % (1, 2, 3, 4) и Си + 19 ат. % Мп (2', 3', 4')
Рис. 2. Зависимость напряжения течения а (а, б) и величины вклада Да в напряжение течения (в, г) от плотности субграниц М и избыточной плотности дислокаций р+ для сплавов Си + 0,4 ат. % Мп (Д), Си + 6 ат. % Мп (▲) Си + 13 ат. % Мп (о) и Си + 19 ат .% Мп (х)
6,
МПа
400
20G
Рис. 3. Зависимость напряжения течения (а) и отдельных вкладов в него от степени деформации для сплавов Си + 6 ат.% Мп (а) и Си + 13 ат. % Мп (б). Пояснения для вкладов даны в тексте ду действующими напряжениями и их экстраполяционными значениями на зависимости «а - д/р », если
экстраполировать эту зависимость из области существования неразориентированных субструктур. Вклад Да
в зависимости от М и д/р+ приведен на рис. 2в, 2г.
Упрочнение, обусловленное разориентировками, здесь
определено непосредственно, и теперь предстоит выделить отдельные вклады из-за наличия непрерывных и дискретных разориентировок. Два метода определения вклада упругих полей описываются формулами (1) и (2). Для определения вклада по формуле (1) необходимо усреднение по субструктурам данных, приведенных на рис. 1. При использовании формулы (2) необходимо подставить в нее значения p±. Результаты этих определений ае = mxe , представленных как а(1) и а(2) соответственно, даны на рис. З для двух сплавов. Представлены также напряжение деформирования а, вклад твердорастворного упрочнения ау и суммарный вклад контактного и барьерного торможения акб, обусловленный перерезанием границ ячеек, субграниц, отдельных дислокаций леса. Поскольку акб непосредственно определить невозможно, он найден из соотношения: а к б = a - а у - a ^ . На рис. З виден относительный вклад различных механизмов торможения дислокаций и одновременно характерный перегиб на зависимости ак б = f (є) , обусловленный появлением разориентировок при є = 0,20...0,25. Подчеркнем, что вклад ак,б включает торможение на любых границах (разориентированных и неразориентированных) деформационного происхождения. Вклад, связанный с появлением разориентировок на этих границах, можно оценить следующим способом. Он заключается в экстраполяции зависимости ак б = f (є) на отрезке є = 0.0,20
на большие значения є (показано пунктиром на рис. Зб) и нахождении прироста Дакб, имеющего место при є > 0,25. На рис. З обращает на себя внимание близость
вкладов ст(1) и ст(2), определенных с использованием совершенно разных структурных параметров. Это свидетельствует о надежности результатов разделения вкладов в напряжение течения, выполненного в работе.
ЛИТЕРАТУРА
1. Sevillano J.G. Flow stress and work hardening // Mat. Sci. and Technology / Ed. by R.W. Cahn et al. 1994. V. 6. P. 21-88.
2. Rollett A.D., Kocks U.F. Review of the stages of work hardening // Solid State Phenomena. 1994. V. 35-36. P. 1-18.
3. Koneva N.A., Lychagin D.V., Trishkina L.I., Kozlov E.V. Types of dislocation substructures and stages of stress-strain curve of F.C.C. alloys // Strength of Metals and Alloys. Oxford: Pergamon Press, 1985. V. 1. P. 21-26.
4. Конева Н.А., Козлов Э.В. Физическая природа стадий пластической деформации // Изв. вузов. Физика. 1990. Т. 33. № 2. С. 89-106.
5. Fang X.F., Dalh W. Strain hardening of steels at large strain deformation. Part I. Relationship between strain hardening and microstructure of b.c.c. steels // Mater. Sci. and Eng. 1995. V. A 203. P. 14-25.
6. Nes P. Modelling of work hardening and stress saturation in F.C.C. metals // Progress in Materials Science. 1998. V. 41. P. 129-193.
7. Zehetbauer M., Seumer V. Cold work hardening in stages 4 and 5 of F.C.C. metals. I. Experiments and interpretation // Acta Metall. Mater. 1993. V. 41. № 2. P. 577-588.
8. Kuhlmann-Wilsdorf D. The theory of dislocation-based crystal plasticity // Phill. Mag. 1999. V. A 79. № 4. P. 955-1008.
9. Hansen N. and Hughes D.A. Analysis of large dislocation populations in deformed metals // Phys. Stat. Sol. (b). 1995. V. 149. P. 155-172.
10. Kozlov E. V., Popova N.A., Ivanov Ju.F. et al. Structure and sources of long - range order stress fields in ultrafine - grained copper // Ann. Chim. Fr. 1996. V. 21. P. 427-442.
11. Струнин В.М. О случайном распределении внутренних напряжений при случайном устройстве дислокаций // ФТТ. 1967. V. 9. № 3. С. 805-812.
12. Koneva N.A., Kozlov E.V. Thermodynamics of substructure transformations under plastic deformation of metals and alloys // Mater Sci. and Eng. 1997. V. A 234-236. P. 614-616.
