CC BY
27
Закономерности макролокализации деформации в монокристаллах алюминия с ориентацией оси сжатия [110]
Л.А. Теплякова, Д.В. Лычагин, И.В. Беспалова
Томский государственный архитектурно-строительный университет, Томск, 634003, Россия
Представлены результаты кристаллогеометрического анализа картины сдвига, формирующейся на боковых гранях монокристаллов алюминия при сжатии вдоль направления [110]. Исследованы образцы с двумя вариантами ориентации боковых граней: (110) и (001); (112) и (11 1). Установлено, что с самого начала пластической деформации в изученных монокристаллах развивается макрофрагментация сдвиговой деформации. Показано, что смена ориентации боковых граней приводит к изменению морфологии первичных фрагментов и закономерностей макролокализации сдвига.
Mechanisms of deformation macrolocalization in aluminium single crystals with loading axis orientation [110]
L.A. Teplyakova, D.V Lychagin, and I.V. Bespalova
The results of the crystallographic and geometrical analysis of shear in aluminium single crystals with loading axis orientation [110] are presented. Single crystals with two different orientations of lateral faces (110) and (001); (1 12) and (111) are investigated. It is found that from the onset of plastic deformation shear macrofragmentation takes place in single crystals under study. It is shown that changing of the lateral face orientation leads to changes in the morphology of primary shear fragments and mechanisms of shear macrolocalization.
1. Введение
Настоящая работа является продолжением цикла работ, посвященных исследованию закономерностей возникновения и развития фрагментации и локализации пластической деформации на макроуровне в ГЦК-ме-таллах. Ранее [1, 2] эти закономерности были изучены на монокристаллах алюминия с высокосимметричной ориентировкой (ось сжатия параллельна направлению [001]). В предложенной статье изложены результаты по выявлению закономерностей пространственной организации сдвига в монокристаллах алюминия ориентированных для двойного скольжения (ось сжатия параллельна направлению [110]). При экспериментальных исследованиях процесса пластической деформации монокристаллов и при его теоретическом описании (в моделях) важной считается информация о величине фактора Шмида для разных систем сдвига и числе равнонагру-женных систем (или плоскостей) сдвига [3-6]. При этом совсем не учитывается влияние других кристаллогео-
метрических факторов, например ориентация равнона-груженных плоскостей относительно боковых граней образца. Между тем, учет этого фактора представляется необходимым при описании процесса организации сдвига в монокристаллах, имеющих форму параллелепипеда при нагружении сжатием. С целью изучения влияния этого фактора в работе проведены исследования на [110]-монокристаллах алюминия с двумя комбинациями боковых граней.
2. Материал и методы исследования
Исследования были выполнены на монокристаллах алюминия технической чистоты. Основными примесями в нем являются: кремний (0.2...0.3 мас. %), железо (0.005...0.010 мас. %) и магний (0.13.0.17 мас. %). Перечисленные примеси образуют твердый раствор с алюминием. Наличие примесей привело к увеличению параметра решетки до 0.40512 нм (в чистом алюминии он составляет 0.40494 нм). Образцы имели стандарт-
© Теплякова Л.А., Лычагин Д.В., Беспалова И.В., 2004
ную форму параллелепипеда с размерами (3x3x6) мм3. Подготовку поверхности образцов осуществляли электрополировкой при напряжении 45.. .60 В в 5 % растворе хлорной кислоты в ледяной уксусной кислоте. Деформацию проводили сжатием с применением графитовой смазки со скоростью 3 • 10-4 с1 с непрерывной записью кривой деформации на компьютер. Для исследования 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.
3. Кристаллографический и кристаллогеометрический анализ монокристаллов
Все исследованные в настоящей работе монокристаллы имели одинаковую ориентацию торцевых граней
(110). Ориентировки боковых граней различались. В первом варианте они имели ориентацию, совпадающую с кристаллографическими плоскостями (110) и (001), во втором — с плоскостями (112) и (111) (рис. 1, а и 2, а) (для простоты изложения результатов в дальнейшем будем называть их монокристаллами Д1 и Д2 соответственно). Поскольку ось сжатия монокристаллов была параллельна кристаллографическому направлению [110], то равнонагруженными являются две октаэдрические плоскости (111) и (111) и два направления в каждой из них. Фактор Шмида других октаэдрических
систем сдвига при выбранной ориентировке монокристаллов равен нулю.
Для первого варианта ориентировки монокристаллов (монокристаллы Д1) на параллельных гранях
(110) можно ожидать появления двух наклонных систем следов сдвига, параллельных выходам плоскостей
(111) и (111). На гранях (001) следы сдвига по обеим плоскостям должны быть горизонтальными и параллельными друг другу. Ориентация одного из двух семейств равнонагруженных октаэдрических плоскостей в объеме монокристалла с боковыми гранями (110) и (001) показана на рис. 1, б. Видно, что в центре образца существует объем, в котором плоскости этого семейства со всех сторон имеют выходы на свободные поверхности. При наложении двух семейств равнонагруженных плоскостей объем монокристалла разбивается на семь областей. На грани (110) им соответствуют участки: А, А1, D, D1, Е, Е1, К (рис. 1, в). Участок К соответствует области, в которой оба семейства плоскостей имеют выходы на свободные боковые поверхности; участки D, D1, Е, Е1 — одного из двух семейств. В приторце-вых областях (участки А и А1 на грани (110)) при нагружении реализуется схема неравномерного всестороннего сжатия, т.е. эти области являются областями затрудненной деформации [7].
Смена ориентации боковых граней монокристалла на вариант (112) и (11 1) (монокристаллы Д2) приводит к иной симметрии ожидаемой картины следов октаэдрического сдвига (рис. 2, б). Действительно, на рис. 2, в видно, что теперь направление пересечения
(001)
(110)
Рис. 1. Кристаллогеометрия монокристалла с ориентацией оси сжатия [110] и боковыми гранями (110) и (001): кристаллографическая схема ориентации плоскостей {111} (а); схема ориентации одного семейства плоскостей, имеющих выходы на все свободные грани монокристалла (б); то же, но для двух семейств равнонагруженных плоскостей (в)
равнонагруженных плоскостей октаэдра не параллельно горизонтальным ребрам образца в отличие от монокристаллов Д1. В результате в этих монокристаллах изменяется характер симметрии теоретически возможных макрофрагментов сдвига при сохранении их количества (семь).
Из проведенного анализа следует, что изменение комбинации боковых граней от (110) и (001) к (112) и (11 1) приводит к нарушению симметрии ориентации равнонагруженных плоскостей октаэдра относительно боковых граней монокристалла и, как следствие, к изменению морфологии выделенных выше семи макрообластей.
4. Макрофрагментация сдвига в монокристаллах с боковыми гранями (110) и (001) (монокристаллы Дх)
На рис. 3 приведены снимки деформационного рельефа, сформированного на всех боковых гранях монокристалла алюминия, при сжатии его до степени деформации е = 0.06. Анализ свидетельствует, что большинство следов при этой степени деформации являются следами сдвига по плоскостям (111) и (111). На гранях
(110) формируются две пересекающиеся системы следов (рис. 3, а, в), на гранях (001) — одна горизонтальная и вблизи торцов наблюдаются вертикальные следы сдвига (рис. 3, б, г). Распределение следов сдвига на всех гранях неоднородное, как в каждой из систем следов, так и в целом по поверхности граней. Этот факт позволяет говорить о явлении макрофрагментации
сдвига в исследованных монокристаллах при малых степенях деформации. Можно выделить два этапа макрофрагментации. Рассмотрим их поподробнее.
4.1. Первичные макрофрагменты сдвига
Они образуются с самого начала пластической деформации в результате сдвига по равнонагруженным октаэдрическим плоскостям. На рис. 4, а схематически представлена картина первичных макрофрагментов, типичных для степеней деформации 0.01.0.02. Всего в рассмотренных монокристаллах формируется одиннадцать первичных макрофрагментов (их сечения гранью
(110) отмечены на рис. 4, а буквами А, А1, ..., К). С увеличением степени деформации (до е = 0.05.0.06) морфология первичных макрофрагментов сохраняется. В частности, это следует из сопоставления схем картины сдвига на рис. 4, а и б. Последняя выполнена по снимкам деформационного рельефа, сформированного на перпендикулярных гранях монокристалла Д1 при е = = 0.06 (рис. 3, а, б).
В приторцевых областях формируются два макрофрагмента первичного сдвига А и А1 (рис. 3 и 4, б). Это макрофрагменты с наиболее низкой плотностью активных плоскостей сдвига. В них даже имеются небольшие участки, в которых сдвиг на макроскопическом уровне не фиксируется (отсутствуют следы сдвига на гранях (110)). Очевидно, что в этих макрофрагментах следует ожидать наименьшей величины локальной сдвиговой деформации. Как отмечалось выше, в этих областях деформация затруднена за счет реализации схемы всестороннего сжатия.
[110] 1 мм
I--------------------------------1
[110] 1 мм
I-------------------------------1
Рис. 4. Схема картины сдвига на гранях (110) и (001) монокристалла алюминия с ориентацией оси сжатия [110] после деформации до е < 0.02 (а) и е = 0.06 (б)
К макрофрагментам А и А1 примыкают макрофрагменты В, В1, С и С1, с которыми, в свою очередь, соседствуют макрофрагменты D, D1, Е и Е1. Во всех этих макрофрагментах реализуется несимметричный сдвиг по теоретически равнонагруженным плоскостям. В смежных макрофрагментах D, В и С1, Е1 сдвиг происходит преимущественно по семейству плоскостей (111), а в двух парах макрофрагментов С, Е и D1, В1 — по (11 1). Важно отметить, что в макрофрагментах В, В1, С и С1 плотность активных плоскостей сдвига существенно выше, чем в смежных с ними, что и послужило основанием выделения их в самостоятельные фрагменты. Логично полагать, что причиной образования макрофрагментов сдвига В, В1, С и С1 является концентрация напряжений у соответствующих вершин и ребер монокристалла.
В центральном макрофрагменте К сдвиг по обеим равнонагруженным плоскостям симметричен. Об этом свидетельствуют сопоставимые плотности следов сдвига по плоскостям (111) и (111) на гранях (1 10), так что совокупная картина следов на этой грани представляет собой сетку, форма звена которой ромб (или параллелограмм). Грань (001) равномерно заполнена горизонтальными следами сдвига (рис. 3, б, г и 4, б). Морфология экспериментально выявленных первичных макрофрагментов в основных чертах согласуется с теоре-
тически предполагаемой и проиллюстрированной на рис. 1, в. Однако наблюдаются четыре дополнительных макрофрагмента, локализованных на границах между областями с разными схемами напряженного состояния. Их появление и местоположение, по-видимому, могут быть связаны с релаксацией напряжения от концентраторов, которыми являются четыре (из восьми) горизонтальных ребра.
4.2. Вторичные макрофрагменты сдвига
В ходе пластической деформации структура первичных макрофрагментов сдвига эволюционирует. Центральный макрофрагмент К разбивается на четыре вторичных макрофрагмента сдвига G, G1, F и Р (рис. 3, а и 4, б). Внутренняя структура первых трех, по-прежнему, представляет собой сетку с размером звена
0.5.. .50 мкм. Полоса Р расположена вдоль одной из диагоналей грани (рис. 3, а, в). Ее длина составляет=1.5 мм, ширина — 0.5 мм. Диагональная полоса состоит преимущественно из деформационных складок, расположенных поперек полосы (рис. 3, а). Анализ картины сдвига на параллельных гранях (110) свидетельствует, что диагональная полоса — объемный дефект. В объеме монокристалла она ориентирована под углом приблизительно 30° к вертикали, т.е. к оси сжатия. Границы диагональной полосы размыты, но если на грани (110)
провести линию через середину полосы, видно, что эта линия изогнута относительно направления [110]. В зеркальном отражении относительно вертикальной плоскости формируется другая диагональная полоса, но она выражена слабее (рис. 3, в), т.е. происходит нарушение симметрии сдвига при формировании диагональных полос.
Структура первичных макрофрагментов В, В1, С и С1 с деформацией усложняется. Анализ картины сдвига на всех боковых гранях образца свидетельствует о том, что внутренняя структура этих макрофрагментов при данной степени деформации представлена длинными (=1 мм) параллельными следами сдвига по плоскостям
(111) и (111) и деформационными складками с плавным и «крышеподобным» профилем (рис. 3, а, в). По сути, рассматриваемые макрофрагменты являются макропачками сдвига. Их длина составляет 1.5_2.0 мм,
ширина ~ 0.15 мм. В каждой из макропачек одна из систем следов, по-прежнему, остается доминирующей (рис. 3, а, в).
Изменение в первичных макрофрагментах D, D1, Е и Е1 выражается в образовании в каждом из них по одной системе мезополос, «зеркально» ориентированных относительно макропачки сдвига, примыкающей к «своему» фрагменту (рис. 3, а, в). Мезополосы сформированы на фоне двух пересекающихся систем следов сдвига преимущественно по плоскостям (111) и (111).
Проведенный анализ картины деформационного рельефа позволяет сделать вывод о том, что симметрия ориентировки оси нагружения, боковых граней монокристалла и направлений сдвига навязывает симметрию пространственной организации сдвига в монокристаллах Д1. Об этом свидетельствуют следующие экспериментально выявленные факты. Во-первых, сопоставимые активности обеих равнонагруженных плоскостей сдвига во всем объеме монокристалла. Между тем, развитие макрофрагментации сдвига с самого начала пластической деформации нарушает глобальную симметрию, но это нарушение связано с изменением кристал-логеометрии образца. Во-вторых, все образованные макрофрагменты, за исключением центрального, являются парными и симметрично расположены в объеме монокристалла Д1. Такими являются: два приторцевых макрофрагмента А и А1; две пары макропачек В и В1, С и С1; две пары макрофрагментов с мезополосами D, D1, Е, Е1 и, наконец, два приреберных макрофрагмента О и с симметричным сдвигом по плоскостям (111) и (111).
Наряду с хорошо выраженной симметрией пространственной организации сдвига в рассматриваемых монокристаллах наблюдаются ее нарушения. Наиболее заметными из них являются: несимметричное формирование пересекающихся диагональных полос Р и образование непарного макрофрагмента F. Кроме того, мож-
но с уверенностью прогнозировать различия, если не во всех, то в некоторых количественных характеристиках локальной сдвиговой деформации в объеме монокристалла и даже в парных симметричных макрофрагментах.
Нарушение симметрии сдвига в объеме монокристалла, очевидно, является первопричиной возникновения в нем ротационных мод деформации, а нарушение симметрии протекания сдвиговой и ротационной мод деформации с необходимостью должно приводить к появлению в монокристалле напряжений первого рода. Естественной причиной их формирования является накопление в отдельных макрофрагментах сдвиговой деформации дислокаций одного знака, т.е. избыточной плотности дислокаций.
5. Макрофрагментация сдвига в [110] монокристаллах с боковыми гранями
(112) и (111) (монокристаллы Д2)
На рис. 5 представлены оптические снимки картины сдвига на свободных гранях монокристалла Д2, проде-формированного до е = 0.05. Также, как и в монокристаллах Д1, при этой степени деформации наблюдается макрофрагментация сдвига (рис. 5 и 6). Морфология макрофрагментов сдвига в монокристаллах Д2, в целом, коррелирует с морфологией макрообъемов, выделенных на рис. 2, в. Однако изменение ориентации боковых граней монокристалла от (110) и (001) к (112) и (1 1 1) приводит к ярко выраженной асимметрии сдвига во всем объеме монокристалла. Прежде всего, это выражается в формировании «гиперпачки» локализованного сдвига по семейству плоскостей (111) и близким к нему (рис. 5, а). Она локализована в области монокристалла, где плоскости этого семейства имеют выходы на все свободные грани (рис. 2, б). Поскольку «гиперпачка» фиксируется только на гранях (1 1 2), это позволяет предположить, что следы в ней образованы сдвигом преимущественно по системе (111 )[101]. Действительно, направление сдвига в этой системе параллельно граням (1 11), а значит, следы сдвига по ней на этих гранях не должны образовываться (рис. 2, а), что и наблюдается в эксперименте, по крайней мере на макроуровне. Наряду со следами сдвига по системе
(111) [101] в «гиперпачке» обнаруживаются крупные деформационные складки различной формы (крышеподобные, линзовидные и т.п.) (рис. 5, а), приблизительно параллельные следам сдвига этой системы. Отметим, что деформационные складки — это типичная деталь деформационного рельефа для металлов и сплавов с различным типом кристаллической решетки [8-10]. Идентификация, классификация и механизмы образования деформационных складок заслуживают отдельного обсуждения и выходят за рамки настоящей статьи.
[110] 1 мм
I--------------------------------1
[110] 1 мм
(112)
Рис. 6. Схема картины сдвига в монокристаллах с ориентацией оси сжатия [110] на боковых гранях (112) и (111), е = 0.06
В семействе плоскостей (111) макролокализация сдвига происходит по системе (111)[10 1 ]. На грани
(111) монокристалла следы этой системы превалируют. Количественным подтверждением разноактив-ности систем сдвига с одинаковым фактором Шмида являются диаграммы «АХ—Х», представленные на рис. 7 и 8. Здесь АХ — наименьшее расстояние между соседними следами сдвига (очевидно, фиксируемыми только на макроуровне); Х— координата следа, определяемая в направлении, перпендикулярном этим следам и совпадающем с диагональю грани. Диаграммы «АХ-Х» построены для двух равнонагруженных плоскостей сдвига по снимкам деформационного рельефа при увеличении не менее 200 крат на параллельных гранях (1 1 2) (рис. 7) и перпендикулярной им грани (111) (рис. 8). Результаты статистической обработки значений АХ приведены в таблице 1, где (АХ^ — среднее значение расстояния между соседними следами; Sd — величина дисперсии; Ь — длина испытательной линии (ширина пачки); N — количество следов сдвига, пересекаемых испытательной линией.
Из диаграммы на рис. 7, а следует, что наибольшая плотность следов сдвига по плоскости (111) приходится на интервал Х = 1 500.. .4500 мкм. Для системы следов сдвига по плоскости (111) высокая плотность следов реализуется вне этого интервала (Х = 0.1500 мкм). Другими словами, в тех объемах монокристалла, где
сдвиг активен по одному семейству равнонагруженных октаэдрических плоскостей, по другому семейству он слабо выражен. Аналогичный результат получается из сопоставления диаграмм «АХ-Х» на рис. 7, в, г, построенных по снимку грани (1 1 2) (см. рис. 5, в). Таким образом, в монокристалле Д2 происходит макролокализация сдвига по семейству плоскостей (11 1) в объеме, где эти плоскости имеют выходы на все свободные грани монокристалла. В результате образуется объемный дефект, выше названный «гиперпачкой» сдвига.
Для второго из семейств равнонагруженных плоскостей ситуация развивается иначе. Сдвиги по активным плоскостям этого семейства приводят к образованию следов скольжения на всех боковых гранях монокристалла Д2. Анализ диаграмм «АХ-Х», построенных для этой системы сдвига по снимкам рельефа на трех гранях монокристалла (рис. 7, б, г и 8), свидетельствует, что плоскости активного сдвига в объеме монокристалла распределены сравнительно равномерно. Повышенная плотность следов наблюдается лишь в отдельных макрофрагментах, что можно видеть, например, на рис. 7, г в интервале координат Х = 250.2 000 мкм. Другими словами, макролокализации сдвига в этом семействе не происходит.
Средние расстояния между ближайшими активными плоскостями сдвига в семействе (11 1), измеренные по картине следов на параллельных гранях (1 12), оказались близкими друг другу и составляют 20 и 24 мкм. Наиболее вероятное значение (АХ^ в «гиперпачке» сдвига равно 15 мкм. В исследованном интервале степеней деформации это значение (АХ) является предельным. Интересно, что близкие к этому предельные значения (АХ^ в макропачках сдвига наблюдались и для [001]-монокристаллов [1, 2]. В семействе плоскостей
(111) величина АХ составляет: 37 мкм для грани а, 34 мкм для перпендикулярной ей грани Ь и 23 мкм для грани с. Однако если не учитывать действие этих плоскостей сдвига в макрофрагментах, образованных вблизи торца (Х = 0...2000мкм), то на грани с (АХ^ станет равным 32 мкм. Величина (АХ^ в интервале Х = = 0.2000 мкм составляет 16 мкм, что близко к (АХ^ в «гиперпачке» сдвига.
Таким образом, качественный и количественный анализ картины сдвига по двум семействам равнонагру-женных плоскостей свидетельствует об асимметрии сдвига в объеме монокристалла Д2, т. е. на макроуровне. Однако несмотря на выявленную асимметрию сдвига при рассматриваемых степенях деформации форма образца в виде параллелепипеда сохраняется, что позволяет говорить о скрытых сдвигах на более мелких масштабных уровнях по другим системам сдвига.
6. Условие образования макрополос сдвига
В настоящей работе установлено, что смена ориентации боковых граней в [110]-монокристаллах алюминия
Рис. 7. Диаграммы «АХ-Х» для семейств плоскостей на грани (1 12), е = 0.06: (111) (а) и (111) (б) на грани а, (111) (в) и (111) (г) на
противоположной грани с
с (1 10) и (001) (монокристаллы Д1) на (1 1 2) и (1 1 1) (монокристаллы Д2), в условиях неизменности остальных параметров нагружения, приводит к существенным изменениям в закономерностях пространственной организации сдвига на макроуровне и, прежде всего, к изменению закономерностей макролокализации сдвиговой деформации. В монокристаллах Д1 макролокализация сдвига осуществляется путем образования на границах между макрообъемами с различной схемой главных напряжений четырех макропачек сдвига, в монокристал-
Рис. 8. Диаграмма «АХ-Х» для семейства плоскостей (111) на грани Ь (ПТ), е = 0.06
лах Д2 — одной «гиперпачки» сдвига. Закономерен вопрос, с чем это может быть связано?
Как отмечалось в п. 3, в монокристаллах Д1 и Д2 для каждого семейства равнонагруженных октаэдрических плоскостей существует объем, в котором они имеют выходы на все свободные грани (см., например, рис. 1, б и 2, б). В монокристаллах Д1 октаэдрические плоскости, ограничивающие этот объем, пересекаются с боковыми гранями по ребру (рис. 1, а, б), а в монокристаллах Д2 — в вершинах образца, лежащих на пространственных диагоналях (рис. 2, б).
Вышесказанное позволяет сформулировать условие, необходимое для формирования в [110]-монокристал-лах алюминия макропачек сдвига: если с пуансонами испытательной машины контактируют ребра многогранника, в котором семейство равнонагруженных плоскостей имеет выходы на все свободные грани, то образуются макропачки сдвига, а если с пуансонами контактируют только вершины этого многогранника — макропачки сдвига не образуются. «Ребра контакта», по сути, являются макроконцентраторами напряжений, достаточных для организации локализованного сдвига в форме макропачек.
Интересно отметить, что в [110]-монокристаллах алюминия с боковыми гранями {110} сформулированное условие выполняется для всех (восьми) горизон-
Таблица 1
Статистические характеристики расстояний между соседними следами сдвига систем на боковых гранях монокристалла алюминия с ориентацией оси сжатия [110]
Система следов
Грань Плоскость сдвига (AX^, мкм Sd, мкм Xmin> мкм Xmax. мкм Xsum, мкм N
a (112) (tiT) 20 2б 4 3S3 530б 270
a (112) (111) 37 40 4 237 5352 144
c (112) (11T) 24 53 4 574 44S3 1SS
c (112) (111) 23 3S 4 453 5715 244
b (tTT) (111) 34 102 5 1410 б48б 193
тальных ребер монокристалла, однако макропачки локализованного сдвига образуются только в половине случаев, т. е. концентраторами напряжения становятся лишь четыре из восьми ребер контакта. Отсюда ясно, что условие образования макропачек сдвига является необходимым, но не достаточным. Нарушение же этого условия не исключает макролокализацию совсем, но приводит к иному ее характеру, как, например, в обсуждаемых [110]-монокристаллах с боковыми гранями
(112) и (111).
7. Заключение
1. В монокристаллах алюминия, ориентированных для двойного скольжения, независимо от ориентации боковых граней, с самого начала нагружения наблюдается явление макрофрагментации сдвиговой деформации. Выделяются два этапа макрофрагментации: первичная и вторичная. Установлено, что на морфологию первичных макрофрагментов влияет ориентация в объеме монокристалла равнонагруженных плоскостей относительно боковых граней. Показано, что с увеличением степени деформации в образцах развивается вторичная макрофрагментация путем измельчения первичных макрофрагментов либо образованием в них различного типа полос сдвига.
2. Смена ориентации боковых граней [110]-моно-кристаллов алюминия с (110) и (001) (монокристаллы Д1) на (1 1 2) и (1 1 1) (монокристаллы Д2) приводит к изменению закономерностей макролокализации сдвига. Если в Д1-монокристаллах макролокализация происходит в обоих равнонагруженных семействах плоскостей путем образования четырех симметричных макропачек сдвига, то в Д2-монокристаллах только в одном из них с образованием единственной «гиперпачки» сдвига.
3. Выявлено условие, необходимое для образования макропачек сдвига в объеме исследованных монокристаллов: одно из ребер многогранника, в котором равно-нагруженные плоскости сдвига имеют выход на все свободные грани, должно одновременно являться торцевым ребром образца, т. е. линией наибольшей концентрации напряжения.
Литература
1. 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.
2. 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.
3. Хоникомб РВ. Пластическая деформация металлов. - М.: Мир, 1972. - 480 с.
4. Бернер Р., Кронмюллер Г. Пластическая деформация монокристаллов. - М.: Мир, 1969. - 272 с.
5. ПоповЛ.Е., КобытевВ.С., Ковалевская Т.А. Пластическая деформация сплавов. - М.: Металлургия, 1984. - 182 с.
6. Колупаева С.Н., Старенченко В.А., Попов Л.Е. Неустойчивость пластической деформации кристаллов. - Томск: ТГУ, 1994. - 298 с.
7. Губкин С.И. Пластическая деформация металлов. - М.: Метал-лургиздат, 1961. - Т. 1. - 376 с.
8. Теплякова Л.А., Игнатенко Л.Н., Попова. Н.А., Герасимова Л.П., Козлов Э.В. Структурные уровни и пластичность конструкционной стали // Дефекты и физико-механические свойства металлов и сплавов. - Барнаул: АПИ, 1987. - С. 95-102.
9. Козлов Э.В., Попова Н.А., Игнатенко Л.Н., Григорьева Н.А., Ковалевская Т.А., Теплякова Л.А., Чухин БД. Стадии пластической деформации, эволюция субструктуры и картина скольжения в сплавах с дисперсным упрочнением // Изв. вузов. Физика. - 1991. -№3. - С. 112-128.
10. Teplyakova L.A., Ignatenko L.N., Smook C.Yu., Gavrilyuk V.G., Kozlov E.V. Localization of Deformation in the Cr18Ni15 Austenitic Steel of Active Loading // High Nitrogen Steels. Proceedings of the 3rd Int. Conf. Part I. - Kiev: IMF of SU, 1993. - P. 234-241.
