Содержание к диссертации
Введение
1. Неоднородность пластической деформации и ее развитие на разных масштабно-структурных уровнях 10
1.1. Масштабные и структурные уровни деформации 10
1.2. Развитие макрофрагментации сдвиговой деформации в монокристаллах ГЦК металлов и сплавов 14
1.3. Элементы деформационного рельефа, типичные для ГЦК металлов и сплавов 21
1.4. Постановка задачи и выбор материала исследования 29
2. Материалы и методы исследования 32
2.1. Материал исследования 32
2.2. Методы приготовления и исследования образцов 35
2.3. Кристаллогеометрический и кристаллографический анализ монокристаллов 36
2.4. Кристаллогеометрия монокристаллов с объемом облегченного сдвига 38
2.5. Методы количественных исследований картины следов сдвига 42
2.6. Метод рентгеноструктурного исследования деформированных монокристаллов 43
3. Закономерности макрофрагментации и макролокализации сдвиговой деформации в [ 110]-монокристаллах алюминия при сжатии 45
3.1. Макрофрагментация сдвиговой деформации в [ 110]-монокристаллах алюминия с боковыми гранями (Т ю)и (00l) 45
Влияние степени пластической деформации на закономерности эволюции деформационного рельефа и макрофрагментацию сдвига в [ПО]-монокристаллах алюминия с боковыми гранями (Тю) и (001) 51
Макрофрагментация сдвига в [110]- монокристаллах алюминия с боковыми гранями (l 12J и (ill) 58
Развитие макрофрагментации сдвига в [110]-монокристаллах алюминия кубической формы с боковыми гранями (Тю)и (00l) 66
Количественные характеристики систем сдвига в [110]-монокристаллах алюминия 75
Роль объема облегченного сдвига в организации пластической деформации на макроуровне 81
4. Закономерности пространственной организации сдвиговой деформации на макроуровне в [Ті 1], [001 ]-монокристаллах алюминия 84
Пространственная организация сдвига в [112] -монокристаллах алюминия при сжатии 84
Рентгеноструктурный анализ областей переориентации деформированного [112] -монокристалла алюминия 95
Особенности пространственной организации сдвига на макроуровне в [111] -монокристаллах алюминия 99
Макрофрагментация сдвига в [001]-монокристаллах алюминия кубической формы с боковыми гранями {110} 109
Закономерности организации сдвиговой деформации в [001]-монокристаллах алюминия с боковыми гранями {100} 113
Закономерности пространственной организации сдвига в [001]-монокристаллах сплава N^Fe 123
Роль объема стесненного сдвига в организации пластической деформации на макроуровне 129
5 Влияние кристаллогеометрических характеристик монокристаллов алюминия на пространственную организацию сдвиговой деформации при сжатии 131
1. Влияние кристаллогеометрических характеристик монокристаллов алюминия на закономерности фрагментации и локализации сдвига на макроуровне 131
2. Спектр типичных элементов деформационного рельефа, формирующихся при сжатии монокристаллов алюминия с различными кристаллогеометрическими характеристиками 135
3. Количественные характеристики картины сдвига
в различно ориентированных монокристаллах в интервале масштабов мм. нм 142
Основные результаты и выводы 146
Литература 148
- Развитие макрофрагментации сдвиговой деформации в монокристаллах ГЦК металлов и сплавов
- Кристаллогеометрический и кристаллографический анализ монокристаллов
- Влияние степени пластической деформации на закономерности эволюции деформационного рельефа и макрофрагментацию сдвига в [ПО]-монокристаллах алюминия с боковыми гранями (Тю) и (001)
- Рентгеноструктурный анализ областей переориентации деформированного [112] -монокристалла алюминия
Введение к работе
Хорошо известно, что в подавляющем большинстве случаев пластическая деформация металлов и сплавов протекает неоднородно. Особенно ярко неоднородность пластической деформации проявляется в монокристаллах металлических материалов. Анизотропия свойств монокристаллов служит основной причиной развития в них неоднородности сдвиговой деформации на разных масштабных уровнях. Значительный вклад в развитие представлений о многоуровневом характере протекания пластической деформации металлов и сплавов внесли отечественные и зарубежные исследователи. Это работы В.Е. Панина, В.А. Лихачева, В.И. Владимирова, А.Е. Романова, В.В. Рыбина, А.А. Преснякова, B.C. Ивановой, Н.А.Коневой, Э.В. Козлова, Л.Е. Попова, Л.Б. Зуева, В.А. Старенченко, М.М. Криштала, Е.Е. Дерюгина, X. Нойхойзера, Р. Дж. Асаро, СВ. Харрена и, др. Безусловно, этот список не является исчерпывающим.
Одним из типичных проявлений неоднородности пластической деформации является ее локализация на различных масштабных уровнях. В последние три десятилетия большое внимание уделялось закономерностям локализации деформации на мезоуровне. В частности, установлено, что при напряжениях, превышающих предел текучести, в большинстве металлов и сплавов локализация деформации на мезоуровне происходит в зонах и пачках зон сдвига. В условиях развитой пластической деформации локализация может происходить с участием не только сдвиговых, но и других механизмов деформации. На макроуровне локализация пластической деформации в монокристаллах металлов и сплавов при различных видах нагружения вновь стала предметом активных исследований лишь в последние годы. Между тем, в формировании механических свойств монокристалла, как целого, именно макролокализация деформации может играть решающую роль, в особенности, на стадии, предшествующей разрушению образца. Системати-
7 ческое изучение макролокализации в металлических материалах является
важной частью решения общей задачи — выявления закономерностей пространственной организации пластической деформации на всей физически обоснованной совокупности масштабно-структурных уровней.
Главной целью настоящей работы является изучение закономерностей макрофрагментации и макролокализации сдвиговой деформации в монокристаллах алюминия с различными кристаллогеометрическими характеристиками, деформированных сжатием при комнатной температуре.
Диссертационная работа состоит из пяти глав, введения, основных результатов и выводов, списка литературы. В первой главе изложена концепция многоуровнего протекания пластической деформации, рассмотрены проявления неоднородности пластической деформации на разных масштабных уровнях, а также закономерности макрофрагментации сдвиговой деформации в монокристаллах ГЦК металлов и сплавов.
Вторая глава содержит подробный кристаллогеометрический и кристаллографический анализ исследованных монокристаллов алюминия, методы измерения количественных характеристик картины сдвига, а также методы рентгеноструктурного исследования монокристаллов после деформации.
Третья глава посвящена описанию выявленных в работе закономерностей макрофрагментации и макролокализации сдвиговой деформации в [110]-монокристал л ах алюминия, в которых для-семейств плоскостей {111} с максимальным фактором Шмида имеется возможность выхода на все свободные грани. При неизменной ориентации оси нагружения рассмотрено влияние ориентации боковых граней монокристаллов, а также изменение высоты образца на закономерности пространственной организации сдвиговой деформации. Представлены результаты статистического исследования эволюции картины сдвига с ростом степени деформации.
В четвертой главе рассмотрены особенности пространственной организации пластической деформации в [001]-, [Тії]-, [112]-монокристаллах алю-
8 миния, в которых для максимально нагруженных октаэдрических плоскостей
выделяются области стесненного сдвига. Рентгеноструктурными методами выполнено исследование формирующихся в [1І2]-монокристаллах макрообластей переориентации. Проведено сопоставление закономерностей макрофрагментации сдвиговой деформации- в [001]-монокристаллах алюминия и сплава NisFe с ближним атомным порядком. Изучено влияние ориентации боковых граней и высоты [001]-монокристалловна закономерности макролокализации сдвиговой деформации в них.
Вмятой главе обобщенььрезультаты третьей и четвертой глав: выявлены типы макрофрагментов сдвиговой деформации, образующихся в процессе нагружения; сформулированы условия, необходимые для« развития локализации сдвига на макроуровне; описан спектр типичных элементов картины* сдвига в исследованных монокристаллах алюминия, а также проведен обобщающий количественный» анализ картины, сдвига на разных масштабных уровнях. В "заключению диссертации приведены основные выводы.
Автор защищает следующие положения:
1.В монокристаллах алюминия с симметричными ориентировками ([001], [ПО], [111], [П2])!при.сжатии развивается фрагментация сдвиговой, деформации на макроуровне. При. умеренных степенях деформации монокристаллов с объемом облегченного сдвига фрагментация деформации связана с трансляционным скольжением по октаэдрическим плоскостям; в монокристаллах с объемом стесненного сдвига она происходит с участием сдвиговых и ротационных мод деформации
2. Условием, необходимым для развития- локализованной на макроуровне сдвиговой деформации.в монокристаллах алюминия, является» наличие в. них объема облегченного сдвига для. октаэдрических плоскостей с максимальным фактором Шмида: Если; указанные плоскости пересекаются с торцом образца по ребру, то макролокализация происходит по двум-семействам
симметрично ориентированных плоскостей {111}, если общей является
только вершина образца, то - по одному из них.
З.При кристаллогеометрической установке монокристаллов алюминия, позволяющей выделить для плоскостей {111} с максимальными факторами Шмида объемы стесненного сдвига, локализация деформации на макроуровне связана с переориентацией кристаллической решетки.
4. Впервые на основе статистического исследования картины следов сдвига на трех масштабных уровнях экспериментально установлен факт, что при сжатии (є<0,1) монокристаллов алюминия основной вклад в сдвиговую деформацию вносит микромасштабный уровень.
Развитие макрофрагментации сдвиговой деформации в монокристаллах ГЦК металлов и сплавов
Термин «фрагментация скольжения (сдвига)» появился в 70ых годах прошлого века. Его стали использовать для констатации экспериментально установленного факта, что при высокосимметричной- ориентировке монокристаллов пространственная организация-сдвиговой деформации в соседних локальных объемах происходит с участием различного числа систем скольжения с разными кристаллографическими параметрами, часто с заметно различающейся активностью. Так в [40, 42, 43] на мезоуровне было установлено, что число активных систем скольжения в произвольно выбранном локальном объеме монокристалла (zMK) всегда меньше, чем число равнонаг-руженных (z) и в объеме монокристалла действующих систем скольжения, т.е. zn0K z. Позднее закономерности фрагментации сдвиговой деформации были изучены на макроуровне. Систематические исследования макрофрагментации сдвиговой деформации при сжатии были- проведены- на монокристаллах сплаваNisFe в состояниях с ближним (БП) и дальним (Дії) атомным порядком с ориентациями осей сжатия, параллельными кристаллографическим направлениям [001] и [1.8.12] [40, 41, 44- 46], а также на монокристаллах алюминия [47- 50], никеля и меди [50-53], ориентированных для множественного скольжения.
Так, в [45] было установлено, что с самого начала пластической деформации в [001]-монокристаллах разупорядоченного сплава Ni3Fe на макроуровне развивается фрагментация скольжения (сдвига). Формируются два вида макрофрагментов: с симметричным и несимметричным скольжением. Макрофрагменты с несимметричным скольжением наблюдаются значительно чаще, их средние линейные размеры выше, чем-у макрофрагментов с симметричным скольжением. Развитие такого рода фрагментации1 сдвиговой деформации естественно означает, что часть дислокаций, скользящих в этих зонах сдвигание выходят на.поверхность, то есть происходит торможение сдвига. Неоднородность развития скольжения на макроуровне является причиной появления изгибов поверхности: кристалла, как.правило;.в стыках соседних макрофрагментов: с несимметричным скольжением7. Появление первых изгибов на макроуровне коррелирует с уменьшением: коэффициента деформационного упрочнения.
При дальнейшем деформировании в областях изгиба образуются- дискретные границы разориентациш. Другими словами; развитие: макрофрагментации с деформацией происходит в: направлении: фрагмент сдвигаг- фрагмент изгиба-кручения— фрагмент поворота ]:
В аналогично ориентированных монокристаллах упорядоченного сплава NisFe макрофрагментациия реализуется по этой же схеме, но формирование макрофрагментов поворота в сплаве с дальним атомным порядком начинается при значительно меньших степенях деформации, чем в разупорядоченном сплаве.
В работах [44, 45] было установлено, что при сжатии [1.8.12]-монокристаллов сплава Ni3Fe (БП) до є«0,1 происходит первичная макрофрагментация сдвиговой деформации, в результате которой монокристалл разбивается на три макрофрагмента сдвига (рис. 1.2.1): центральный (обозначен цифрой 2) и два приторцевых (1 и 3). На начальной стадии деформации формоизменение образца в основном обеспечивается за счет действия первичной системы скольжения. Центральный макрофрагмент, в этом случае, представляет собой макрополосу сдвига по семейству параллельных плоскостей сдвига первичной системы. Этот вывод в [44] подтвержден измерением углов между следами скольжения и осью нагружения. В приторцевых макрофрагментах (1 и 3), наряду с первичной, действуют вторичные системы скольжения. Таким образом, сформированные на начальной стадии деформации макрофрагменты сдвига различаются действующими в них системами сдвига. С ростом с в деформацию локально включаются вторичные системы скольжения и, как следствие, в центральном макрофрагменте происходит вторичная макрофрагментация сдвига.
Кристаллогеометрический и кристаллографический анализ монокристаллов
Известно, что при сжатии образцов в форме параллелепипеда, или куба влияние сил контактного трения в торцах приводит к тому, что в их локальных объемах реализуется разная схема главных напряжений, а на границах формируются участки неоднородных напряжений [62] . Такое неоднородное напряженное состояние в объеме образца приводит к появлению мест наиболее высокой концентрации напряжений, которыми в данном случае являются приторцевые ребра образца (базовые концентраторы напряжений). Если провести нагруженные октаэдрические плоскости через базовые концентраторы напряжений, то-они совпадут с границами областей с разной схемой-напряженного состояния и будут являться основными плоскостями, делящими монокристалл на области с различными условиями протекания, деформации. Руководствуясь этим, в исследованных образцах такие плоскости были построены. В результате оказалось, что все исследованные в работе монокристаллы можно разделить на три группы:
К первой группе были отнесены Dl- , Dl] - , D2- и F1-монокристаллы. В них равнонагруженные плоскости {111} ориентированы так, что если две из них (принадлежащие одному семейству) провести через ребра - концентраторы напряжений нижнего и верхнего торцов, то между ними будет заключен объем, в котором плоскости этого семейства не ограничены торцами образца (рис. 2.3.1, а). Можно предположить, что сдвиг в таком объеме кристалла будет облегчен из-за отсутствия обратных напряжений (от торца). При дальнейшем описании такой объем будет называться объемом облегченного сдвига.
К монокристаллам второй группы относятся Т- и Flk-монокристаллы. В этих монокристаллах, напротив, выделяется объем, в котором нагруженные плоскости {111} с двух сторон ограничены торцами образца (рис. 2.3.1, б). Сдвиг в этом объеме будет затруднен из-за обратных напряжений от обоих пуансонов. По этой причине такой объем был назван объемом стесненного сдвига.
И, наконец, в отдельную (третью) группу были выделены F2-монокристаллы, в которых ни для одного из равнонагруженных семейств ок-таэдричесикх плоскостей невозможно выделить ни объем облегченного, ни объем стесненного сдвига (рис. 2.3.1, в). Кроме вышеназванных вариантов, когда в монокристаллах для каждого из равнонагруженных семейств октаэдрических плоскостей можно выделить либо объемы облегченного, либо стесненного сдвига (первая и вторая группы), возможна их комбинация. Такой случай реализовался в [1Ї2] монокристалле. При данной ориентации оси сжатия равнонагруженными (с максимальным фактором Шмида, равным 0,41) являются две октаэдрические плоскости и для каждой из них в монокристалле можно выделить объем стесненного сдвига. По этой причине FT-монокристалл можно отнести ко второй группе. Однако для семейства плоскостей (111) (фактор Шмида равен 0,28) в этом монокристалле вьщеляется объем облегченного сдвига, но так как в принятом подходе разбиение проводилось равнонагруженными плоскостями с максилюлъным фактором Шмида, то FT-монокристалл был отнесен именно ко второй группе. Наибольшим числом различных образцов представлена первая группа монокристаллов и поэтому, для краткости дальнейшего изложения результатов, их кристаллогеометрия будет рассмотрена в п. 2.4, а кристаллогеомет-рию остальных монокристаллов — непосредственно перед изложением экспериментальных исследований,каждого из них. Монокристаллы с ориентацией оси сжатия [110] (D-монокристаллы) исследовались с двумя вариантами ориентации боковых граней: (110),(001)-монокристаллы D1 и (Ті2), (111)-монокристаллы D2, а также монокристалл D1 к кубической формы.
При данной ориентации оси сжатия равнонагруженными являются две октаэдрические плоскости (11Ї) и (111) и два направления в каждой-из них. Их ориентация в объеме D1-, D2- и Dl - монокристаллов показана на рис. 2.4.1, а, г, ж, соответственно. Видно, что во всех этих монокристаллах для каждого из семейств равнонагруженных плоскостей можно выделить объем, в котором они не ограничены торцами образца, т.е. объем облегченного сдвига. На рис. 2.4.1, б, д, з эти объемы выделены для одного, а на рис. 2.4.1, в, г, и для двух семейств равнонагруженных октаэдрических плос костей в монокристаллах Dl, D2 и Dlj,. При наложении двух объемов облег ченного сдвига в D1-монокристалле он разбивается на семь, характерных об I ластей (рис. 2.4.1, в). Во-первых, это две приторцевые области, в которых, как известно [62], при сжатии реализуется схема неравномерного всестороннего сжатия. Во-вторых, четыре, примыкающие к приторцевым, области с объемами облегченного сдвига только для одного из двух равнонагруженных семейств плоскостей {111}. И, наконец, центральная область, в которой выделяются объемы облегченного сдвига для обеих плоскостей (111) и (111). В предположении, что сдвиг, прежде всего, будет происходить по максимально нагруженным октаэдрическим плоскостям, можно ожидать, что в D1-монокристаллах на гранях (ПО) появятся две наклонные системы следов сдвига, а на гранях (001) - однаторизонтальная.
Влияние степени пластической деформации на закономерности эволюции деформационного рельефа и макрофрагментацию сдвига в [ПО]-монокристаллах алюминия с боковыми гранями (Тю) и (001)
В п.ЗЛ. были выявлены основные закономерности макрофрагментации сдвига в D1-монокристаллах на начальной стадии деформации (є 0,03). Представляется важным изучить развитие процесса макрофрагментации сдвига с ростом степени деформации. В настоящем разделе представлены результаты исследования эволюции деформационного рельефа в интервале степеней деформации 0,06...0,12. Рассмотрим закономерности его эволюции в логике изложения п.ЗЛ. Прежде всего, следует отметить, что при увеличении степени деформации с є=0,03 до 8=0,06 число макрофрагментов возрастает с 11-ти до 14-ти за счет разбиения центрального макрофрагмента. Картина сдвига в «старых» макрофрагментах претерпевает ряд изменений. Рассмотрим их. 1. Приторцевые макрофрагменты Фіі и ФІ2. С ростом степени деформации в этих макрофрагментах активизируется сдвиг по обоим равнонаг-руженным семействам октаэдрических плоскостей. При этом наблюдается взаимное пересечение плоскостей активного сдвига. Этот результат следует, например, из сопоставления деформационного рельефа, формирующегося на гранях (І10) при є=0,03 (рис. 3.1.2), при 8=0,06 (рис. 3.2.1) и при 8=0,12 (рис. 3.2.2). 2. Макрофрагменты Ф2і. Напомним, что при 8=0,03 в каждом из этих макрофрагментов преобладал сдвиг по какой-либо одной из равнонагруже-ных октаэдрических плоскостей и лишь в сечении макрофрагмента Ф24 наблюдались системы полос деформации (рис.3.1.2,3.1.5). Интересно, что во всем исследованном интервале степеней деформации, плотность полос деформации остается постоянной и более высокой в нижней части монокристалла, чем в верхней. 3. Рассмотрим изменения, происходящие в Ф4і макрофрагментах (рис.3.1.1, б), с ростом степени деформации. Как и при є=0,03 (п. 3.1), в каждом из сечений данных макрофрагментов (сечения S4j) одна из систем следов сдвига доминирует над другой. При є=0,06 помимо длинных следов октаэд-рического сдвига в них наблюдаются тонкие деформационные складки 55 (рис. 3.2.4 - увеличенный участок S4i гранил на рис. 3.2.1). В интервале є=0,06...0,12 макропачки сдвига, по-прежнему, выделяются в сечениях S4j (рис. 3.2.4), но следы сдвига в них становятся короче, а плотность деформационных складок значительно возрастает. 4. Наибольшие изменения с ростом степени деформации происходят в центральном макрофрагменте ФЗ (рис. 3.1.1, б). При є=0,06 сечение S3 этого макрофрагмента «разбивается» на четыре участка S3b S32, S33 и S5 (рис. 3.2.5). На первых трех - картина деформационного ниях S4j при є=0,06 (а), є=0,12 (б) рельефа, по-прежнему, сетка из пересекающихся следов сдвига с размером звена 5,0...50,0 мкм при є=0,06 (рис. 3.2.6, а) и 5,0...25,0 мкм при є=0,12 (рис. 3.2.6, б). В сетку следов сдвига встроены системы тонких деформационных складок, причем в сечении S32 системы складок приблизительно параллельны выходам плоскостей (111), в сечении S33 -выходам плоскостей (ПІ), а в S31 наблюдаются системы тонких деформационных складок, параллельные обеим равнонагруженым плоскостям. Происшедшие изменения в картине деформационного рельефа в «бывшем» сечении S3 свидетельствуют о развитии вторичной макрофрагментации.
Расположение четвертого макрофрагмен- (Ї1(И та (Ф5) иллюстрирует рис 3.2.7, а, б. На этом рисунке Рис- 3-25 Схема картины деформационного рельефа дано схематическое изображение картины де- при є=0,06 формационного рельефа в сечениях макрофрагмента Ф5 гранями айв. Проведенный анализ рельефа на параллельных гранях (110) позволяет полагать, что макрофрагмент Ф5 пересекает монокристалл насквозь и его длинная сторона ориентирована под углом 30 к вертикали, тогда как ближайшая октаэд-рическая плоскость (111) - под углом 55. Длина этого макрофрагмента составляет 1,5 мм, а ширина -0,5 мм. Картина сдвига в сечении S5 на обеих гранях (Ї10) представлена на рис. 3.2.7, а, б (схемы).
Первичная макрофрагментация сдвига. Нарис. 3.3.2. представлены оптические снимки картины сдвига на свободных гранях 02-монокристалла (є=0,05). Также как и в D1-монокристаллах, при этой степени деформации наблюдается макрофрагментация сдвига. Морфология макрофрагментов сдвига в Э2-монокристаллах частично коррелирует с морфологией объемов, выделенных на рис. 3.3.1,6. Схема расположения макрофрагментов сдвига после деформации на є=0,05 приведена на рис. 3.3.3. Изменение ориентации боковых граней [і ю]-монокристалла с варианта (ПО) и (001) на вариант (112) и (111) приводит к ярко выраженной асимметрии сдвига во всем объе ме монокристалла. Прежде всего, это выражается в формировании гиперпач ки локализованного сдвига по семейству плоскостей (111) и близким к ним (на рис. 3.3.2 она выделена пунктиром). Гиперпачка локализована в объеме монокристалла, в котором плоскости этого семейства имеют выходы на все свободные грани. Отсюда следует, что центральный макрофрагмент (111) (111) (112) (112) Рис.3.3.2. Оптические снимки картины деформационного рельефа на боковых гранях 02-монокристалла. Пунктиром указаны границы гиперпачки сдвига [110] фактически локализован не в объеме ФЗ, а в суммарном объеме Ф3+Ф22+Ф23 (рис. 3.3.3). Поскольку гиперпачка фиксируется только на гранях (1Ї2), можно предположить, что следы в ней образованы сдвигом преимущественно по системе (11Ї) [і 01] скольжением краевых дислокаций. Действительно, направление сдвига в этой системе параллельно граням (111). Это означает, что при скольжении Рис.3.3.3. Схема разбие-именно краевых дислокаций следы сдвига на гранях ния 02-монокристалла ,т,1Ч .- / ...ч на локальные объемы, (111) не должны образовываться (рис. 3.3.2), что и r vr у отражающая экспери наблюдается в эксперименте, по крайней мере, на ментально наблюдаемую картину макрофрагмен макроуровне. Наряду со следами сдвига по системе тации сдвига (111) [і01] в гиперпачке обнаруживаются тонкие деформационные складки и система крупных полос деформации, встроенных в эту систему следов. На рис. 3.3.4, а, который является увеличенным изображением грани а (см. рис. 3.3.2.), в центральной части снимка хорошо выделяется система из нескольких крупных полос деформации, близко ориентированных к выходам семейства плоскостей (11Т).
Кроме центрального в Б2-монокристалле выделяется еще только два макрофрагмента (рис. 3.3.3.), формирующиеся в нижней и верхней его частях. «Нижний» имеет форму призмы с треугольным сечением и фактически «поглощает» два макрообъема, теоретически выделенных на рис. 3.3.1, б — это макрообъемы Ф12 и Ф24. Судя по картине макрорельефа в сечениях Sl2 и S24 (рис. 3.3.1, в), сдвиг в «нижнем» макрофрагменте происходит преимущественно по семейству октаэдрических плоскостей (111). Кроме следов сдвига в этих сечениях наблюдаются тонкие деформационные складки, но их плотность сравнительно невелика (рис.3.3.4, а). Наряду со следами сдвига по рав-нонагруженным октаэдрическим плоскостям и деформационными складками в картине рельефа обсуждаемых сечений наблюдаются единичные вертикальные следы, параллельные направлениям выхода на поверхность граней ненагруженных плоскостей {111} (рис. 3.3.4, а). «Верхний» макрофрагмент заметно крупнее нижнего и также имеет форму призмы, но с сечением в виде трапеции. Этот макрофрагмент является объединением фрагментов Фіі и Ф2і (рис. 3.3.1, б). Сдвиг в нем происходит по семействам плоскостей (111) и (111), при этом существенно не однороден.
Рентгеноструктурный анализ областей переориентации деформированного [112] -монокристалла алюминия
В работе были проведены съемки лауэ- и эпиграмм областей переориентации FT-монокристалла, продеформированного до Б=0,20. Особенностью данных исследований является то, что лауэграммы получены не стандартным способом (облучение тонких срезов кристалла), а в результате прохождения рентгеновских лучей через весь монокристалл насквозь. Съемка лауэ- и эпиграмм проводилась в трех взаимно перпендикулярных направлениях: перпендикулярно торцу образца и боковым граням (110) и (Til). Хорошо заметен астеризм пятен лауэграмм, что свидетельствует о возникновении в деформированном монокристалле непрерывных разориентировок [108, 109]. Это позволило идентифицировать плоскости, дифракцией от которых были получены пятна лауэграмм. Рассмотрим результаты анализа лауэграмм, полученных с трех взаимноперпен-дикулярных боковых поверхностей монокристалла.
1. В результате расшифровки лауэграммы, снятой при облучении вдоль оси сжатия монокристалла, было установлено, что в совокупную картину пятен на полученной лауэграмме (рис. 4.2.1, а) вносят вклад два семейства плоскостей: (Ті2) и (ЗІ5). При наложении построенной гномостереографи-ческой проекции этой лауэграммы на стандартную проекцию (112) совпали индексы семнадцати плоскостей, а при смещении центра проекции в (ЗІ5) со стандартной проекцией совпали двадцать две плоскости. Угол между нормалями к плоскостям (Ті2) и (ЗТ5) составляет 14 градусов. Измерение радиальной разориентировки по размытию пятен на рассматриваемой лауэграмме (рис. 4.2.2, а) дает такой же результат - 14. Кроме того, что пятна лауэграм мы сильно размыты в радиальном направлении, в азимутальном они расщепляются на два - три пятна. Это свидетельствует о появлении в кристалле дискретных разориентировок.
2. Лауэграммы, полученные при съемке в трех участках образца вдоль направления [ПО](рис. 4.2.1, в - д), оказались подобными. Их расшифровка показала, что кроме семейства плоскостей (ПО) перпендикулярно первичному пучку в объеме монокристалла ориентировано также семейство плоскостей - (541). Угол между нормалями к ним составляет 10 градусов. Большинство пятен обсуждаемых лауэграмм (рис. 4.2.2, 6) имеют радиальную разори-ентировку и в этом же направлении часть из них расщепляется. Для сравнения на рис. 4.2.1, б приведена лауэграмма, снятая в направлении (ПО) с неде-формированного монокристалла.
3. И, наконец, лауграммы, полученные с разных участков грани (111) при последовательной съемке вдоль направления [її і] (рис. 4.2.1, е - и). Видно, что они заметно отличаются друг от друга и имеют сложную структуру пятен (рис. 4.2.2, в, г). Расшифровка стереографических проекций показала, что вблизи торцов основной вклад в» картину пятен на лауэграмме дают плос-кости (112) (угол отклонения от (111) составляет 11 ), ближе к центру образца - плоскости (221) (угол отклонения от (111) - 9), и, наконец, в области полосы переориентации - плоскость (ЗЇ4). Угол между нормалью к этой плоскости и к плоскости грани (111) равен 25. Полученные результаты подтверждают сделанный по картине следов сдвига в п. 4.1 вывод о формировании в FT-монокристалле макрообласти переориентации кристаллической решетки. Интересно, что значения углов переориентации, определенные по картине следов сдвига (рис. 4.1.9) и из рентгеноструктурного анализа, совпали.
При каждой съемке лауэграмм в работе были предприняты попытки получить одновременно эпиграммы. Однако из-за сильной искривленности поверхностей образца пригодными для анализа оказались лишь две эпиграммы. Совместный анализ формы пятен эпиграмм и кри-сталлогеометрии образца позволил установить направления осей, вокруг которых в ходе деформации произошли повороты в FT-монокристалле. Это направления [ПО] и [ll2].
Выявленные в п. 4.1 закономерности эволюции деформационного рельефа и результаты проведенного рентгеноструктурного анализа свидетельствуют о неустойчивости ориентации [1Ї2] к сдвиговой деформации на макроуровне при сжатии монокристалла. Развивающаяся с самого начала пластической деформации макрофрагментация сдвига приводит к появлению макрофрагментов изгиба, а затем и формированию макрофрагментов поворота. Такая последовательность эволюции макрофрагментации, по-видимому, является типичной для сравнительно «мягких» материалов [45]. Можно указать, по крайней мере, две причины выявленного в работе сценария развития макрофрагментации в [1І2]-монокристаллах. Во-первых, это неоднородность напряженного состояния, возникающая при сжатии [62] и, во-вторых, отсутствие возможности легкого скольжения в [112]-монокристаллах для максимально нагруженных систем скольжения (п. 4. 1)
Кристаллогеометрия Т-монокристаллов. Т-монокристаллы - это монокристаллы с ориентацией оси сжатия [111] и боковыми гранями (112) и (ПО). В них равнонагруженными являются три плоскости октаэдра: (111), (111), (111) и в каждой из них по два плотноупакованных направления, т. е. всего шесть систем сдвига с одинаковым фактором Шмида 0,27. Ориентация равнонагруженных плоскостей и направлений в объеме монокристалла показана на рис. 4.3.1, а. Следует отметить, что в Т-монокристаллах ни для одного из равнонагруженых семейств октаэдрических плоскостей невозможно выделить объем облегченного сдвига, но для каждого из них выделяется объем стесненного сдвига (рис. 4.3.1, б-г). Так как сдвиг в таких объемах может быть затруднен из-за обратных напряжений, то это обстоятельство должно препятствовать локализации сдвига в [111] монокристаллах на макроуровне.
