Локализация пластического течения в монокристаллах с дисклокационным и мартенситным механизмами деформаци тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

На правах рукописи

КАРТАШОВА Наталия Владимировна

ЛОКАЛИЗАЦИЯ ПЛАСТИЧЕСКОГО ТЕЧЕНИЯ В МОНОКРИСТАЛЛАХ С ДИСЛОКАЦИОННЫМ И МАРТЕНСИТНЫМ МЕХАНИЗМАМИ ДЕФОРМАЦИИ

Специальность 01.04.07 - "Физика твердого тела"

Автореферат

диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

Томск - 1997

На правах рукописи

КАРТАШОВА Наталия Владимировна

ЛОКАЛИЗАЦИЯ ПЛАСТИЧЕСКОГО ТЕЧЕНИЯ В МОНОКРИСТАЛЛАХ С ДИСЛОКАЦИОННЫМ И МАРТЕНСИТНЫМ МЕХАНИЗМАМИ ДЕФОРМАЦИИ

Специальность 01.04.07 - "Физика твердого тела"

Автореферат

диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

Томск - 1997

Работа выполнена в Институте физики прочности и материаловедения СО РАН

Научные руководители: доктор физ.-мат. наук, профессор

Л.Б. Зуев доктор физ.-мат. наук, с.н.с.

В.И. Данилов

Официальные оппоненты:

Ведущая организация:

доктор физ.-мат. наук, профессор

H.A. Конева кандидат физ.-мат. наук, с.н.с.

Е.Е. Дерюгин

Сибирский физико-технический институт им. В.Д. Кузнецова, г. Томск

Защита состоится " 2,4" Ок/у.^ЯЁ- 1997 г. в "часов на заседании диссертационного совета Д 003.61.01 при Институте физики прочности и материаловедения СО РАН по адресу : 634021, Томск, пр.Академический, 2/1.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ИФПМ СО РАН.

Автореферат разослан " /9 "0ßuJiyr7OL 1997

г.

Ученый секретарь диссертационного доктор физ.-мат. наук, профессор

С.Н. Кульков

Общая характеристика работы

Актуальность. На протяжении нескольких десятилетий остается актуальной проблема предсказания механических свойств и создания новых материалов. Разработка современных технологий, решение важных задач прикладного характера требует развития представлений о процессе пластического течения. Определенный прогресс в описании закономерностей формоизменения был связан с изучением свойств дислокаций. Однако многочисленные экспериментальные и теоретические исследования поведения элементарных носителей деформации не привели к созданию компклесной теории прочности и пластичности.

Осознание того факта, что вклады отдельных дефектов в общую картину формоизменения неаддитивны, привело к появлению новых подходов, таких как представления о коллективных модах деформации В.И. Владимирова, отражение эволюции дефектных субструктур на стадийности кривых нагружения Э.В.Козлова, H.A. Коневой, Е.Э.Засимчук, В.И.Трефилова и др., теория структурных и масштабных уровней пластического течения В.Е.Панина с сотрудниками, а также развитие физической мезомеханики структурно-неоднородных сред. Принципиальным моментом вышеназванных концепций является неоднородность пластического течения на всех структурных уровнях. Эта проблема представляет особенный интерес, поскольку появление локализованных полос определяет закономерности пластичности и места последующего разрушения. Однако известных экспериментальных данных о характере распределений неоднородности формоизменения в пределах всего нагружаемого объекта явно недостаточно.

Установление закономерностей пластической деформации на каждом уровне и принципов перехода от уровня к уровню обеспечит основу для создания целостной картины формоизменения. В то же время, существующие результаты физических исследований относятся, в основном, к объемам микро- и мезоуровня. Для выяснения закономерностей перехода от мезо- к макроскопическому уровню необходимы эксперименты с достаточно представительными объемами материала, с разрешением, обеспечивающим получение данных и о более низких структурных уровнях. Такие результаты могут быть получены при анализе распределений локальных деформаций в пределах целого деформируемого объекта в процессе нагружения.

В связи с этим, исследование и анализ макроскопической локализации пластического течения монокристаллов чистых металлов и сплавов, а также материалов нового поколения, с одной стороны, позволяет

рассматривать неоднородность пластического течения как неотъемлемое свойство кристаллической решетки и установить закономерности этого явления, а с другой — обеспечивает развитие дополнительных и создания новых критериев механического состояния деформируемых твердых тел.

Целью настоящей работы является анализ распределений компонент тензора дисторсии при нагружении материалов, обладающих разными механизмами пластичности, установление зависимости типа локализации деформации и параметров распределений неоднородности формоизменения от структурного состояния и механических характеристик металлов и сплавов. В соответствии с поставленной целью были сформулированы конкретные задачи:

1. Используя метод двухэкспозиционной спекл-интерферометрии исследовать пространственные распределения компонент тензора дисторсии при деформации монокристаллов меди и сплава Си-ГчЧ-Бп в трех структурных состояниях. Проанализировать поля деформаций при активном растяжении материала с мартенситным превращением.

2. Исследовать эволюцию распределений локальных деформаций и связь со стадийностью кривых упрочнения вышеупомянутых материалов.

3. Определить параметры распределений компонент тензора дисторсии в процессе нагружения материалов с разными механизмами деформации. Установить связь этих параметров с механическими свойствами металлов и сплавов.

4. Рассмотреть интерпретацию наблюдаемых закономерностей пластического течения с использованием синергетических представлений о самоорганизации и диссипативных структурах.

Научная новизна и практическая ценность результатов. При помощи метода двухэкспозиционной спекл-интерферомстрии получена количественная информация о характере и параметрах распределений компонент тензора дисторсии для материалов с дислокационным и мартенситным механизмами пластичности. Обнаружена связь распределений локальных деформаций со стадиями кривой нагружения и структурным состоянием материала. Показана связь параметров распределений компонент тензора дисторсии с особенностями кристаллографического скольжения. Предложено объяснение природы наблюдаемых распределений в рамках представлений о деформируемом объекте как об открытой неравновесной системе, в которой происходит формирование автоволн и стационарных диссипативных структур.

Значимость полученных результатов связана с углублением понимания природы пластической деформации и создания теории, адекватно отражающей физические процессы на всех структурных уровнях.

Открывается перспектива использования анализа распределений локальных деформаций для характеристики состояния материала и его эксплуатационных свойств.

На защиту выносятся следующие положения.:

1. Совокупность экспериментальных данных о видах неоднородности макроскопической пластической деформации монокристаллов меди, сплава Cu-Ni-Sn в трех структурных состояниях, а также никели-да титана при образовании деформационного мартенсита.

2. Установление соответствие типов распределений локальных деформаций со стадийностью кривой нагружения монокристаллов.

3. Обобщение экспериментальных данных в форме представлений о деформируемом материале как распределенной системе коррелированных сдвиговых зон, возникающих в результате формирования дис-сипативных структур.

Апробация работы. Результаты и положения диссертационной работы были представлены на 5 Международных школах — семинарах, конференциях, симпозиумах: II Китайско — российский симпозиум "Прогрессивные материалы и технологии" (Шеньян, КНР, 1993); II Международная школа — семинар "Эволюция дефектных структур в металлах и сплавах" (Барнаул, 1994); XIV Международная конференция "Физика прочности и пластичности материалов" (Самара, 1995); III Международная школа — семинар "Эволюция дефектных структур в конденсированных средах" (Барнаул, 1996); III симпозиум "Синергетика, структура и свойства материалов, самоорганизующиеся технологии." (Москва, 1996).

Публикации. По материалам диссертации опубликовано 11 работ, список которых приведен в конце автореферата.

Структура и объем диссертации. Диссертационная работа общим объемом 131 страниц состоит из введения, 5 глав, выводов и списка цитируемой литературы. Работа иллюстрирована 62 рисунками, содержит 2 таблицы, библиографический раздел включает 175 наименования.

Основное содержание работы

Во введении обоснована актуальность темы диссертационной работы, определена цель исследований, научная новизна результатов и практическая значимость работы, сформулированы основные предложения, выносимые на защиту. Представлена структура диссертации.

Первая глава имеет обзорный характер: в ней рассмотрены основные экспериментальные и теоретические работы, посвященные проблеме пластичности материалов.

Подробно описана стадийность кривых упрочнения монокристаллов ГЦК чистых металлов и сплавов. Проанализированы особенности пластического течения твердых растворов и гетерогенных сплавов. Особо отмечено, что картина следов скольжения зависит от стадии, а значит распределения неоднородностен формоизменения эволюционируют с ростом деформации.

Рассмотрены примеры кооперативной перестройки атомов при пластическом течении: механическое двойникование и фазовые превращения под нагрузкой. Проанализированы свойства, причины и движущие силы фазовых переходов в твердых телах. На примере никелида титана рассмотрены особенности термоупругого мартенентного превращения и влияния на него внешних напряжений.

В работе показано, что трудности дислокационных теорий порождают ряд новых концепций о коллективных эффектах в дислокационных подсистемах. Приведены схемы эволюции дислокационных субструктур на основе наиболее полной и разветвленной систематики Э.В.Козлова и Н.И.Коневой. Авторы этой концепции продемонстрировали однозначную и универсальную связь эволюции видов субструктур со стадиями кривой упрочнения. Представляется необходимым изучение динамики данного процесса "in situ", так как различие типов субструктур означает разные типы локализации пластического течения. Указано, что коллективные эффекты в подсистеме дефектов обеспечивают развитие процесса формоизменения на нескольких взаимосвязанных уровнях, поэтому в работе приведены существующие систематики масштабных и структурных уровней ( В.Е.Панина с сотр., В.И.Владимирова, Э.В.Козлова и Н.И.Коневой, В.А.Лихачева и В.Г.Малинина).

Перестройки структуры нередко осуществляются пространственно неоднородно: сначала они зарождаются в небольших объемах, которые в процессе деформации растут и заполняют весь объем системы. Однако должного внимания вопросам пространственной неоднородности в пределах всего деформируемого образца уделено не было. В частности, развитие шейки многие исследователи рассматривают как досадное исключение, нарушающее стройную теоретическую систему учения о пластичности. Проведен анализ экспериментальных данных о локализации деформации на макроскопическом уровне, полученных различными методами при пластическом течении ряда материалов.

В конце первой главы на основе проведенного анализа литературных данных сформулированы цель и задачи исследования.

Вторая глава посвящена описанию методики эксперимента и выбору материалов исследования.

Обзор способов регистрации полей деформации показал, что метод двухэкспозиционной спекл—интерферометрии в наибольшей степени удовлетворяет требованиям поставленных задач, а именно обеспечивает:

- наблюдение процесса пластической деформации "in situ".

- разрешение смещений на уровне 2 • Ю-4 до Ю-3 мм.

- поле зрения, охватывающее рабочую часть образца 30 • 5мм2. Рассмотрены физические основы, технические возможности и способ реализации.использованного метода.

Образец, подвергаемый одноосному растяжению, освещают расширенным лазерным пучком. Первая экспозиция производится либо перед началом нагружения, либо после предварительного растяжения до требуемой точки на диаграмме а — е. Затем образец растягивают на 50 —100 мкм, и производится второе экспонирование того же самого фотоматериала. После смены фогоносителя, снова производится экспонирование, растяжение образца на Де и вторая экспозиция фотоматериала. Таким образом, может быть получена последовательная серия двухэкспозиционных спеклограмм, каждая из которых содержит информацию о поле смещений образца по отношению к предыдущей.

Процедура расшифровки спеклограмм сводится к просвечиванию ее узким лазерным пучком, определению наклона и шага интерференционных полос Юнга в каждой точке спеклограммы. Из исходных массивов d и О могут быть получены данные о распределении вектора прироста смещения г(х) и его компонент и(х) и ы(х), а также распределения компонент тензора дисторсии для каждой спеклограммы. €xx(x),exy(x),uiz(x). Наконец, если имеется достаточно представительная серия последовательно зарегистрированных спеклограмм, то можно анализировать эволюцию каждой компоненты тензора дисторсии в любой точке образца по мере роста общей деформации, то есть во времени t.

Описан измерительный комплекс, обеспечивающий автоматизированную расшифровку двухэкспозиционных спеклограмм, приведены используемые фотоматериалы, характеристики лазеров. Относительная ошибка в вычислении компонент тензора дисторсии приблизительно составила 15%. Такая точность представляется вполне удовлетворительной для решения поставленных задач.

В работе исследовались монокристаллы чистых металлов и сплавов, обладающие разными микромеханизмами деформации, структурным состоянием и при деформации обнаруживающие стадийность кри-

вой упрочнения:

— монокристаллы меди и плава Си—10%Ni—6%Sn в состояниях твердого раствора и гетерогенных сплавов с разным размером частиц и механическими свойствами, —сплав 49,7% Ti - 50,3% Ni.

В третьей главе изложены результаты исследования распределений компонент тензора дисторсии при деформации монокристаллов меди и сплава Си—10%Ni—6%Sn в разных структурных состояниях.

Закаленные монокристаллы медного сплава представляют собой твердый раствор и обнаруживают высокую пластичность (более 30% до разрушения) при невысокой прочности (ов=300 МПа). Несмотря на ориентацию образцов Си—Ni—Sn [111], обеспечивающую множественное скольжение, при нагружении монокристаллов одной серии было зафиксировано как преобладание одной, так и сочетание двух систем скольжения. В первом случае, кривая упрочнения имеет ярко выраженный зуб и площадку текучести (и 1%). Дальнейший рост деформации приводит к линейному упрочнению (в и G/50).

Анализ пространственно-временных распределений компонент тензора дисторсии показал, что в течении площадки текучести наблюдается движение уединенного фронта локализованной деформации от неподвижного захвата испытательной машины к подвижному с постоянной скоростью 6.5 • 10~ъм/с. В той части образца, где такой максимум ехх прошел, наблюдается случайное распределение очагов деформации. Окончание стадии с нулевым коэффициентом упрочнения соответствует достижению такого фронта конца рабочей части образца.

Иная картина наблюдается на стадии линейного упрочнения. По-прежнему, главной особенностью процесса формоизменения является неоднородность пластической деформации, однако при е0ещ > 2% по длине образца располагаются 2 или 3 ярко выраженных максимума (-ху{х) и шг(х), расстояние между которыми вдоль оси растяжения составляет 8 ± 0.5 мм и остается постоянным в исследованном интервале 2% < еабщ < 4%. С ростом деформации все максимумы ^хх{х),еху(х) и иг(х) синхронно движутся от подвижного захвата нагружающего устройства к неподвижному с примерно одинаковой постоянной скоростью 7.5 • 10~5м/с (Рис.1). Положение пиков распределений локальных деформаций задано системой скольжения (111) [011], т.е. с осью растяжения фронты составляют угол 26° ± 4°.

Расстояние между максимумами компонент тензора дисторсии А=8мм связано с геометрическими размерами (ширина образца с?=омм) и кристаллографическими особенностями деформации.

Рис. 1. Эволюция распределений локальных удлинений вдоль оси образца монокристалла Си—N1—Эп. Закаленное состояние.

Рис. 2. Эволюция распределений локальных удлиненнй вдоль оси монокристалла Си—N'1—Эп в состаренном состоянии (Т=673К, 15 минут).

А именно, Ар„ = d/tga = 10 мм, (а — угол наклона следа скольжения к оси растяжения), что удовлетворительно согласуется с наблюдаемой величиной. Следовательно, на макроскопическом уровне зоны локализации деформации подстраиваются друг под друга так, чтобы не перекрывать проекций следов скольжения на ось растяжения.

Ориентация монокристаллов (111) позволила наблюдать также и множественное скольжение для образцов той же серии. При одновременном действии двух и более систем скольжения диаграмма нагру-жения монокристаллов сплава Cu-Ni-Sn содержит участки линейного (0=76ОМПа) и параболического упрочнения. Аналогично предыдущему случаю, стадия с постоянным положительным коэффициентом упрочнения характеризуется периодическими распределениями компонент тензора дисторсии с пространственным периодом Л и б.илг и временным периодом t=90c. Поскольку X/t = vpd, скорость перемещения зон локализации деформации составила 7.1 • 10~5 м/с, что близко к скорости перемещения фронтов в предыдущем случае.

С целью исследования влияния структуры материала на распределения ехх(х), (Ху(х),U!z(x) термической обработкой было изменено структурное состояние дисперсионно-твердеющего сплава Cu-Ni-Sn. Старение данного материала при температуре 673К в течении 15 минут приводит к выделению частиц интерметаллида (CuNi)zSn, когерентно связанных с матрицей. Прочность таких монокристаллов возрастает до 500 МПа, а деформация до разрушения уменьшается до 8-12%. Диаграмма растяжения таких монокристаллов с ориентацией оси (111) имеет параболический вид. Коэффициент упрочнения плавно снижается с самого начала пластического течения и стадии деформации не выделяются. Размеры состаренных монокристаллов, условия деформирования и регистрации полей смещений были аналогичными предыдущему случаю.

Анализ распределений компонент тензора дисторсии показал, что неоднородность деформации проявляется начиная с упруго-пластического перехода. Приблизительно к 1% общей деформации формирование областей локализации заканчивается и дальнейшее течение материала происходит преимущественно в этих зонах (Рис.2). Области локализации могут быть достаточно широкими, а форма максимумов ехх — сложной. Обычно наблюдается две устойчивые зоны локализованной деформации, расстояние между которыми связано с характером формоизменения данного сплава. Так, при действии одной системы скольжения расстояние между областями локализации составляет 35мм. В случае множественного скольжения области действия разных систем не пересекаются, а сходятся вблизи узкой грани образца. Расстояние между максимумами распределений локальных деформаций

на средней линии образца определяется как полусумма проекций линий скольжения разных систем на ось растяжения. Анализ сдвиговой компоненты тензора дисторспй е1у(я) показал, что разным системам скольжения соответствуют сдвиги и повороты, имеющие противоположное направление. Таким образом, при исследовании пластического течения монокристаллов сплава Cu-Ni-Sn в состаренном состоянии получено стационарное распределение локальных деформаций.

Подобный результат получен при исследовании монокристаллов Си— Ni—Sn, состаренных при Т=723К в течении 90 минут. В таком материале частицы интерметаллида крупнее и полностью обособлены от матрицы. Пластичность этих монокристаллов падает до 1-3%, прочность возрастает до 800 МПа, а диаграмма наружения, аналогично предыдущему случаю, имеет параболический вид. Пластическое течение материала сосредотачивается в узких зонах, причем с ростом деформации положение этих зон не меняется, то есть наблюдается устойчивая локализация пластической деформации.

Была предпринята попытка исследования монокристаллов меди. Однако предоставленные образцы при деформировании не обнаружили стадийность кривой упрочнения, с чем, по-видимому, и связано отсутствие определенных пространственно-временных закономерностей распределений локальных деформаций.

Таким образом, при исследовании монокристаллов сплава Cu- Ni -Sn в разных структурных состояниях были получены упорядоченные распределения компонент тензора дисторсии. При d¡ < 0 происходит перемещение области локализации по рабочей части образца. Вторая линейная стадия упрочнения характеризуется движением нескольких эквидистантно расположенных зон. На параболических стадиях кривой упрочнения наблюдаются устойчивые зоны локализации, расстояние между которыми в случае нагружения монокристаллов также может определяться особенностями кристаллографического скольжения.

В четвертой главе изложены результаты исследования распределений локальных деформаций при деформации монокристаллов TiNi, пластичность которого обусловлена мартенситным превращением. Температура испытаний соответствуют интервалу Ms < T¿ < A¡, при котором возможно образование деформационного мартенсита.

Образцы с рабочей частью 20 • 5 • 1 мм3 подвергались одноосному растяжению на жесткой испытательной машине Instron —1185 со скоростью 8.3 ■ Ю-5 с-1. Ось образца имела ориентацию [112], а рабочая поверхность была близка к плоскости (110). Характерными особенностями диаграмм нагружения являются ярко выраженный зуб текучести, участок с нулевым коэффициентом упрочнения, достигающим

~ 8%, продолжительная стадия параболического упрочнения. Одновременно с механическими испытаниями зафиксированы поля смещений с шагом 0.25% на протяжении всей площадки текучести, части стадии параболического упрочнения, составившей 5%.

Анализ распределений компонент тензора дисторсии показал, что деформация сплава сразу после зуба текучести локализуется в определенных зонах. По пространству образца пики таких распределений расположены закономерным образом, а именно, линия, соединяющая координаты максимумов ехх(х), еху(х) и и>~(х) для разных строчек сканирования составляет с осью растяжения угол 60°. С ростом деформации происходит направленное перемещение зон локализации (Рис.3). Рентгеноструктурный анализ показал, что в случае остановки нагру-жения на площадке текучести перед фронтом материал находится в исходном аустснитном состоянии (В2 фаза), а за ним — в мартенсит-ном (В19 фаза). Это позволило связать фронт деформации с фронтом превращения В2-В19, а кинетику пластического течения с кинетикой фазового превращения.

Таким образом, перемещение очага деформации означает рост области, занятой мартенситом. Получены разные варианты движения фронтов. При зарождении мартенситной пластины в центральной части образца фронты локализованной деформации распространяются в обе стороны с примерно одинаковой скоростью 1.08 • Ю-5 м/с и 1.48- Ю-5 м/с. В этом случае в конце площадки текучести наблюдается движение только одного из них, но с приблизительно вдвое возросшей скоростью (~ 3-10~5 м/с). При зарождении мартенситной пластины вблизи захвата нагружающего устройства пластичность материала обеспечивается движением одного фронта с постоянной скоростью 1.8 • Ю-5 м/с. Был отмечен факт образования новой мартенситной пластины в недеформированной части образца, при этом предыдущий очаг деформации перестает развиваться, а на диаграмме нагру-жения наблюдается падение напряжения течения да « 25 МП а. По-видимому, процесс зарождения мартенситной пластины в недеформированной части образца вызывает явление, аналогичное образованию зуба текучести. Приведенные результаты позволяют утверждать, что площадке текучести при растяжении никслида титана соответствует движение уединенного фронта деформации, связанного с мартенсит-ным превращением.

Характерно, что окончание участка с нулевым коэффициентом упрочнения совпадает с прохождением фронта мартенситного превращения по всей рабочей части образца. Дальнейшее нагружение приводит к упрочнению и на кривой напряжение — деформация наблюдается параболический участок. Исследованный интервал деформаций

Рис. 3. Эволюция распределений локальных удлинений при деформации сплава Т!№ на площадке текучести в случае зарождения мартенситной пластины в центральной части образца.

Рис. Л. Эволюция распределений локальных удлинений при пластическом течении сплава ИМ на параболической стадии упрочнения.

9% < ео6щ < 14% характеризуется плавным падением коэффициента упрочнения с 3 • 103 МПа до 1.5 ■ 103 МПа. Механизмами формоизменения на этой стадии являются скольжение в аустенитной фазе и двойникование в мартенситной.

Анализ распределений компонент тензора дисторсии показал, что зоны деформации располагаются перпендикулярно оси растяжения. Характерной чертой таких распределений является строгая периодичность. Эволюция распределений локальных удлинений на участке деформационного упрочнения представлена на Рпс.4 . В исследованном интервале деформаций для каждого момента времени был определен средний период Л. Статистический анализ показал незначительное уменьшение расстояния между максимумами ехх(х) с ростом деформации. Средний период составил и б мм. Направленного движения пиков €Хх(х), достоверно не обнаружено.

Таким образом, в ходе пластического течения квазимонокристаллов никслида титана распределения локальных деформаций эволюционируют в соответствии со стадийностью кривой упрочнения. А именно, на площадке текучести наблюдается перемещение одиночных фронтов, обусловленных фазовым превращением, а деформационное упрочнение характеризуется периодическими распределениями компонент тензора дисторсии.

Пятая глава посвящена обсуждению причины возникновения упорядоченных распределений локальных деформаций при пластическом течении материалов.

Отмечено, что совокупность экспериментальных данных указывает на следующие типы неоднородности пластического течения: одиночные фронты деформации, перемещающиеся эквидистантные зоны деформации и устойчивые пространственно-периодические распределения компонент тензора дисторсии, наблюдающиеся, соответственно, на площадке текучести, стадиях линейного и параболического упрочнения. В течении исследованных интервалов деформации при всех типах неоднородности пластического течения волновая картина распределений компонент тензора дисторсии и скорость движущихся фронтов оставались неизменными.

Таким образом, основным результатом работы является обнаружение макроскопической корреляции в расположении устойчивых зон локализации. Вид этого упорядочения существенно определяется наклоном деформационной кривой da/de. Очевидно, что в рамках микроскопических теорий не представляется возможным объяснить экспериментально установленные закономерности, поскольку нет достаточно глубокой и универсальной модели для объяснения величины 9,

ее зависимости от деформации.

Учет этих особенностей приводит к выводу о необходимости поиска новых принципов и решений, обеспечивающих устойчивую пространственную и временную периодичность в процессе пластического течения. Поскольку нагружаемый объект представляет собой открытую, неравновесную систему, следует обратить внимание на аналогичные среды и на процессы, протекающие в них. Подобные задачи решаются в рамках синергетики, основные принципы которой были сформулированы И.Пригожиным и Г.Хакеном в 70-х годах.

Пространственно-временное упорядочение неоднократно наблюдалось в других открытых средах, например, при горении, фазовых переходах, в плазме и др. Сравнение полученных результатов с данными для перечисленных сред указывает на глубокую аналогию этих явлений. В таких системах могут наблюдаться:

движение уединенного импульса (вплоть до деталей совпадающее с экспериментальными результатами деформирования монокристаллов Си-ГЧьБп в закаленном состоянии и Тл№ на участках с нулевым коэффициентом упрочнения),

устойчивая генерация импульсов, расположенных на одинаковом расстоянии друг от друга (аналогичная движению пространственно-периодических распределений локальных деформаций при растяжении закаленных монокристаллов Си-М-Яп на стадии линейного упрочнения)

стационарные диссипативные структуры (аналогичные распределениям локальных деформаций при растяжении монокристаллов Си-№-8п в состаренном состоянии и сплава на участке параболического упрочнения).

Далее отмечено, что использование синергетического подхода Г.А. Малыгиным, Ш.Х.Ханнановым, Е.С.Айфентисом в физике пластичности позволило описать образование ячеистой субструктуры, полос сброса, скольжения, эффект Портевена - Ле Шателье. Указано, что в работах Л.Б.Зуева, В.И.Данилова была предпринята попытка описания закономерностей макромасштабной неоднородности пластической деформации также с позиций синергетики.

Таким образом, использование синергетических представлений для описания деформируемых объектов представляется весьма перспективным.

Основные результаты и выводы

1. Экспериментально показано, что пластическая деформация мо-нокристалличсских материалов протекает неоднородно и локализование на всех стадиях кривой упрочнения независимо от микромеханизма деформации.

2. Установлены основные типы упорядоченных в пространстве и во времени распределений локальных деформаций в зависимости от стадии деформационной кривой: площадке текучести соответствует движение уединенных фронтов, линейной стадии упрочнения — перемещение эквидистантных зон локализации, а параболическая зависимость а — б характеризуется стационарными распределениями компонент тензора дисторсии.

3. Оценены количественные параметры макроскопической пространственной периодичности. Расстояние между максимумами распределений компонент тензора дисторсии составило : в случае закаленных монокристаллов Cu-Ni-Sn — 6-8 мм, для монокристаллов Cu-Ni-Sn в состаренном остоянии — 5-13 мм, при растяжении никелида титана — 6 мм.

4. Скорость распространения зон локализации в исследованном интервале деформаций остается постоянной: и (1 — 3) • Ю-5 м/с для никелида титана и 7.5 • Ю-5 м/с в случае растяжения монокристаллов Cu-Ni-Sn в закаленном состоянии. Форма максимумов распределений локальных деформаций при таком движении также остается неизменной.

5. Установлена тесная аналогия между наблюдаемыми особенностями локализации деформации в монокристаллах и диссипативными структурами в активных средах, описываемыми в рамках синергети-

' ческих моделей.

Основные публикации по теме диссертации

1. Zucv L.B., Danilov V.l., Chumljakov Yu.I., Kartashova N.V. The Relaxation Waves of Plasticity in Copper and its Alloys under Deformation// Advanced Materials and Processes. Second Sino-Russia Symposium. Shaanxi Science and Technology press, China: 1993.—P.418-421.

2. Данилов В.И., Карташова H.B., Зуев Jl.Б., Чумляков Ю.И., Сурикова Н.С. Волны деформации в монокристаллах Cu—Ni—Sn// Физика металлов и металловедение.—1994.—Т.78, N1.—С.141—146.

3. Зуев Л.Б., Данилов В.И., Карташова Н.В. Пространственно— временная самоорганизация пластической деформации ГЦК— монокристаллов// Письма в ЖЭТФ.—1994.—Т.60, N7,—С.538—541.

4. Зуев JI.Б., Данилов В.И., Карташова Н.В., Чумляков Ю.И. О влиянии структурного состояния на поля дисторсий нагружаемых монокристаллов Си—Ni—Sn// Тезисы II Международной школы-семинара "Эволюция дефектных структур в металлах и сплавах."— Барнаул, 5 —11 сентября 1994 г.—С.140—141.

5. Данилов В.И., Карташова Н.В., Зуев Л.Б. Влияние структурного состояния на эволюцию макроскопической неоднородности пластической деформации ГЦК — монокристаллов// Тезисы докладов XIV Международной конференции "Физика прочности и пластичности материалов".— Самара, 27—29 июня 1995г.—С.56—57.

6. Данилов В.И., Карташова Н.В., Зуев Л.Б., Полетика Т.М. Пластическая деформация мартенситного превращения как автоволна переключения// Письма в ЖТФ. —1996 —Т.22, N4—С.12—15.

7. Zuev L.B., Danilov V.l., Kartashova N.V., Poletika Т.М. The evolution of macrodeformation during extension of TiNi// Journal of Advanced Materials.—19961.—N.5.—C.

8. Зуев Л.Б., Карташова H.B., Данилов В.И., Чумляков Ю.И., Т.М.По-летика Закономерности локализации деформации в материале с пластичностью превращения (монокристаллы TiNi)// ЖТФ.—1996.—Т.66, N11.—С.190-196.

9. Зуев Л.Б., Данилов В.И., Полетика Т.М., Карташова Н.В. Эволюция распределений локальных деформации при фазовом превращении в никелиде титана// Тезисы III Международной школы-семинара '' Эволюция дефектных структур в конденсированных средах." —Барнаул, 27 августа—4 сентября 1996г.—С.41.

10. Данилов В.И., Зуев Л.Б., Карташова Н.В., Баранникова С.А. Диссипативные структуры в деформируемых металлических монокристаллах// Тезисы III симпозиума "Синергетика. Структура и свойства материалов. Самоорганизующиеся технологии." —Москва, 12 — 14 ноября 1996г.— С.234—235.

11. Зуев Л.Б., Данилов В.И., Горбатенко В.В., Скрипняк В,А., Карташова Н.В. Волновые картины пластического течения металлов и сплавов как основа систематизации предельных состояний// Изв. вузов. Черная металлургия. —1997.—N.L—С. 36—42.