Макромасштабное упорядочение мезоочагов пластической деформации в монокристаллах легированного Y-Fe с азотом тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ



На правах рукописи

Баранникова Светлана Александровна

МАКРОМАСШТАБНОЕ УПОРЯДОЧЕНИЕ МЕЗООЧАГОВ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ В МОНОКРИСТАЛЛАХ ЛЕГИРОВАННОГО у - Ре с АЗОТОМ

Специальность 01.04.07. - физика твердого тела

Автореферат

диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

Томск - 1998

Работа выполнена в Институте физики прочности и материаловедения СО РАН

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

Зуев Л.Б.

доктор физ.-мат. наук Данилов В.И.

Официальные оппоненты

Ведущая организация :

прср^с^о/й Л-о и- ко.

Зашита состоится « 30 » ^к^у^ЛиХ. 1998 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 » СЛи^^^р^С 1998 г.

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

С.Н. Кульков

Общая характеристика работы

Актуальность темы. В течение нескольких десятилетий продолжаются детальные исследования пластической деформации (ПД) моно- и поликристаллических металлов и сплавов, однако проблема пластического течения все еще далека от своего окончательного разрешения. Одним из наиболее сложных для понимания является вопрос о причинах локализации ПД, возникающей на самых ранних стадиях пластического течения в материалах. Принципиально важный этап в понимании природы пластичности и прочности твердых тел связан с представлениями о деформируемом теле как многоуровневой иерархически организованной системе. ПД развивается на нескольких взаимосвязанных масштабных уровнях: микро-, мезо-, макро-, и описать макродеформацию можно только адекватным самосогласованием микро - и мезоуровней. При этом каждый масштабный уровень характеризуется своими механизмами и закономерностями деформации. Для объяснения количественной связи микро -, мезо - и макроскопических параметров ПД необходимы эксперименты по исследованию макроскопической локализации деформации.

В настоящее время на базе положений физической мезомеханики о коллективных эффектах при пластическом течении, о структурных и масштабных уровнях деформации и разрушения выдвинуто предположение об автоволновом (АВ) характере формирования таких упорядоченных макро-масштабных картин локализации. В связи с этим возникает необходимость выяснения вопроса, связаны ли типы распределений неоднородностей формоизменения на макроскопическом уровне с существенными отличиями в кинетике пластического течения с разной структурой и химическим составом, или их можно наблюдать и в одном веществе, коэффициент деформационного упрочнения (КДУ) которого варьируется, например, за счет дополнитель-

ного легирования, не меняющего структуру сплава, но влияющего на его пластичность. Это обстоятельство обусловило интерес к экспериментальным исследованиям деформации на примере аустенитных нержавеющих сталей, в которых прочностные свойства повышаются за счет твердорастворного упрочнения атомами внедрения (азотом, углеродом).

Целью настоящей работы является исследование влияния твердорастворного упрочнения азотом монокристаллов хромоникелевой стали и их кристаллографической ориентации относительно внешней нагрузки на характер распределений локальных деформаций в данном материале. В соответствии с поставленной целью были сформулированы следующие конкретные задачи :

1. Используя мегод двухэкспозииионной спекл-интерферомегрии. исследовать пространственные распределения компонент тензора пластической дис-торсии в монокристаллах высокоазотистых аустенитных сталей с различной ориентацией оси нагружения и разным содержанием азота.

2. Установить взаимосвязь между картинами распределений локальных деформаций и стадийностью кривых упрочнения исследуемых монокристаллов.

3. Определить параметры распределений компонент тензора дисторсии в процессе нагружения монокристаллов с различной ориентацией оси растяжения и влияние концентрации азота в сталях.

Научная новизна и практическая ценность результатов. Экспериментальное исследование ПД в аустенитной стали с повышенным содержанием азота позволило установить, что в этом материале наблюдаются все картины локализации деформации, обнаруженные ранее, а условия реализации и наблюдения различных типов распределений локальных деформаций определяются кристаллогеометрией нагружения и концентрацией азота в материале. Удалось подтвердить существование взаимно однозначной связи между зако-

ном деформационного упрочнения и характером локализации деформации. Использование для экспериментов одного материала позволяет утверждать, что в этом случае изменения картин локализации деформации фактически контролируются только содержанием азота в стали и ориентацией осей растяжения образцов. Полученные в работе результаты позволяют установить количественные соотношения между масштабами уровней ПД, а также высказать предположение о их природе для каждого из трех уровней.

На защиту выносятся следующие положении:

1. Совокупность экспериментальных результатов об упорядоченных распределениях локальных деформаций при пластическом течении монокристаллов высокоазотистой стали.

2. Результаты сопоставления типов распределений лок&тьных деформаций с ориентацией нагружаемых материалов и концентрацией азота в них.

3. Анализ экспериментальных данных в рамках АВ представлений о характере пластической деформации.

Апробация работы. Результаты диссертационной работы были представлены на: XIV Международной конференции по физике прочности и пластичности материалов (Самара, 1995); Международной конференции «Микромеханизмы пластичности, разрушения и сопутствующих явлений» (Тамбов, 1996); III Международной школе - семинаре по проблемам «Эволюция дефектных структур в конденсированных средах» (Барнаул, 1996); Симпозиуме. Синергетика. Структура и свойства материалов. Самоорганизующиеся технологии. (Москва, 1996); 11 - ой Международной зимней школе по механике сплошных сред (Пермь, 1997); V International Conference Computer Aided Design of Advanced Materials and Tehnologies CADAMT ' 97 (Baikal Lake, Russia, 1997); IX Международнаой конференции « Взаимодействия дефектов и неупругие явления в твердых телах», IIAPS - 97 (Тула, 1997); I Международном семина-

ре «Актуальные проблемы прочности».им. Лихачева В.А. и XXXIII семинар « Актуальные проблемы прочности» (Новгород, 1997); 11 th International Conference on the Strength of Materials (Prague, Czech Republic, 1997). Публикации. По материалам диссертации опубликовано 13 работ, список которых приведен в конце автореферата.

Структура и объем диссертации. Диссертационная работа общим объемом 128 страниц состоит из введения, 4 глав, выводов и списка цитируемой литературы. Работа иллюстрирована 42 рисунками, содержит 10 таблиц, библиографический раздел включает 171 наименование.

Основное содержание работы

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

Первая глава имеет обзорный характер: в ней рассмотрены основные экспериментальные и теоретические работы, посвященные механизмам деформации ГЦК монокристаллов (в том числе твердых растворов), кристаллографическим особенностям ПД монокристаллов сталей, а также показано влияние легирующих элементов на свойства аустенитных статей. Отмечена важная роль пространственно-временной самоорганизации при пластическом течении. В конце первой главы на основе проведенного анатиза литературных данных сформулированы цель и задачи исследования.

Вторая глава посвящена описанию методики эксперимента, обоснованию выбора материалов исследования.

Основная экспериментальная процедура состояла в последовательном восстановлении полей векторов перемещений точек поверхности образца ме-

тодом двухэкспозиционной спекл - интерферометрии непосредственно при растяжении на испытательной машине «Jnstron-1185» со скоростью . 5,5 10"5 с"'. Поля векторов смещений г(.г,у) фиксировались методом спекл -интерферометрии дискретно с интервалом 30 с, что соответствовало приросту общей деформации Setot = 0,2% (.г, у - координаты точек на рабочей поверхности образца). Численным дифференцированием массива фу) по координатам х и v определялись значения компонент тензора пластической днсторсии Р = Vr(.v, v) (локальные удлинение sxr, сдвиг и поворот сог) в точках поверхности образца с шагом 1 мм.

Работа выполнена на выращенных методом Бриджмена монокристаллах дополнительно легированной азотом аустенитной стали состава С—0,013%, Сг-18%, Ni— 12,4%, Мо-2,3%, Mn-1,2%, V-0,01%, Si-0,06%. Управление параметрами деформационного упрочнения осуществляется в этом случае выбором кристаллографической ориентации направления оси растяжения и содержанием азота в твердом у - растворе. Образцы в форме двойной лопатки вырезались на электроэррозионном станке так, чтобы их широкая грань сов-падата с плоскостью (011), а продольная ось - с направлениями [001] или [111]. Размеры рабочей части образцов ориентации [001] составляли 25-5-1,6 мм, а ориентации [111] 30-5-1,6 мм. Азотирование образцов осуществлялось газотермобарическим способом при температуре 1473 К и давлении насыщающей атмосферы 1,5-10' Па, что обеспечивало достижение требуемой концентрации азота в твердом растворе. После азотирования образцы вновь гомогенизировались в вакууме при 1473 К в течение 1 часа и закаливались в воде. Окончательное содержание азота в исследуемых образцах составляло 0,35% и 0,5%.

Кристаллогеометрия пластических сдвигов для указанных ориентации такова, что в обоих типах образцов сразу после достижения предела текучести возможно множественное скольжение. Распределения следов скольжения

в деформированных образцах анализироватись на металлографическом микроскопе «Neophot-21». Испытания проводились при 300 К.

В третьей главе изложены экспериментальные данные об эволюции полей макродеформации при растяжении монокристаллов высокоазотистых ау-стенитных нержавеющих сталей. Подробно проанализированы картины распределений локатьных деформаций на разных отчетливо выраженных стадиях кривой упрочнения при варьировании концентрации введенного азота для двух ориентации оси нагружения. Эти данные обобщены в Табл. 1.

Стадия легкого скольжения наблюдатась в содержащих 0,35 мас.% Л' образцах, ось растяжения которых ориентирована вдоль fill],В этом случае диаграммы деформации образцов имели хорошо выраженные зуб и площадку текучести (участок легкого скольжения), общая протяженность которых отвечает интервату 1 < stot < 4,0. Анатиз распределений локатьных удлинений е.„ в процессе деформирования этих кристаллов показал следующее. До е1о1 = 2% в расположении зон локализации е„ относительно друг друга никаких устойчивых закономерностей не обнаружено, и картина была полностью хаотической. Затем на фоне хаоса сформироватась пространственная картина из трех эквидистантных максимумов локатьных удлинений, динамика которых характеризовалась следующим. Из трех возникших вначале очагов один двигатся с постоянной скоростью ~ 3,5-10° м/с на всем протяжении стадии легкого скольжения. Два других вскоре останавливатись и до окончания стадии оставались неподвижными. Таким образом, на стадии легкого скольжения наблюдалось движение уединенного фронта пластичности. По окончании этой стадии при 6iol > 4% распределения локатьных удлинений, как и других компонент тензора дисторсии снова хаотизироватись.

Таблица I. Особенности локализации деформации и деформационного упрочнения моно-криспнилов легированного у - Fe с азотом.

Содер- Ориентация Автоволны и Интервалы де- Тип стадии деформа-

жание оси растя- диссипативные формационной ционой кривой

азота. % жения структуры кривой, %

0.35 [001] 0 ... 2.0 упругость+переходный

три бегущих фронта на ли- 2.0 ... 6.5 участок; линейная стадия

нейном участке > 7.0 (8=1200МПа); параболическая стадия

0.35 [111] уединенный фронт на лег- 0 ... 1.0 упругость+переходный участок;

ком скольже- 1.0 ... 4.0 зуб текучести+легкое

нии. скольжение (8=80МПа);

три фронта на 4.0 ... 5.0 5.0... 17.0 переходный участок; линейная стадия

линейном уча- (9=1 ЮОМПа);

стке > 17.0 параболическая стадия

0.50 [001] четыре фронта на линейном 0 ... 1.8 упругость+переходный участок;

участке, ста- 1.8 ... 4.0 линейная стадия

ционарная (9=4200\1Па);

структура на >4.0 параболическая стадия

параболе

0.50 [111] по паре фрон- 0... 1.1 упругость+переходный участок;

тов на каждой 1.0... 2.5 линейная стадия

линеной ста- (8=750МПа);

дии 2.5 ... 17.0 > 17.0 линейная стадия (9=1750МПа); параболическая стадия

Линейное упрочнение (ст ~ е, Э = const), начиналось при дальнейшем растяжении этого монокристалла (st0, > 5%) и сопровождалось рождением из хаоса трех движущихся эквидистантных деформационных зон. Синхронное движение всех трех очагов начинается с некоторой задержкой, но после установления режима характерное расстояние между ними X « 6,5±1 мм сохраняется в процессе растяжения. Направление движения очагов такое же, как и на стадии легкого скольжения, а скорость перемещения, рассчитанная по накло-

ну прямых, v « 5,0-10° м/с. Положение таких очагов на фронтальной плоскости образца было нормальным к оси растяжения.

Аналогичная картина наблюдалась при растяжении монокристалла с ориентацией [001] с 0,35 мас.% N. В этом случае удалось зафиксировать перемещение очагов пластического течения с разными скоростями деформационных фронтов. Характерное расстояние между ними X « 4,0+1 мм

Стадии линейного упрочнения наблюдались и в азотированном до 0,5 мас.% N аустените при обеих ориентациях оси растяжения. В случае растяжения вдоль [001], начиная с е101 » 2%, формировалась система из четырех равноудаленных друг от друга максимумов £„ с пространственным периодом X — 4,5±1 мм. Здесь вначале также заметен процесс подстройки скоростей, после которого на протяжении всей линейной стадии до ем = 4% эта группа максимумов перемещалась с практически одинаковыми скоростями -3,0-10° м/с.

Интересная особенность была отмечена при исследовании кривой течения монокристалла, содержащего 0,5 мас.% Л', с ориентацией оси растяжения [111]. В этом случае на первом участке с линейным упрочнением образуются и синхронно движутся с одинаковой скоростью два очага деформации Далее на втором участке, но при больших деформациях, снова отмечается движение аналогичной связанной пары таких очагов, но на этот раз с меньшей скоростью и без остановок.

Параболическое упрочните (с ~ е"2) в исследованных образцах завершало процесс деформации во всех четырех исследованных случаях, но при разных значениях обшей деформации. На этих этапах всегда наблюдалась стационарная упорядоченная структура, то есть по длине образцов с интервалом 4...5 мм располагались 3-4 неподвижных очага деформации ( образец с 0,5 мас.% Лг и с ориентацией оси растяжения [001 ]).

Сопоставительный анализ результатов исследований позволил установить взаимно-однозначное соответствие между стадийностью кривой пластического течения материала и характером наблюдаемых в нем пространственно-временных картин распределения компонент тензора пластической дис-торсии в ходе их эволюции и сделать следующие обобщения:

• На участке легкого скольжения с КДУ наблюдается движение вдоль образна уединенного очага пластической деформации ( кристаллы [111], 0.35% N).

При линейном упрочнении с постоянным КДУ наблюдается последовательное движение серии эквидистантно расположенных вдоль образца зон ПД. При этом скорость их перемещения меняется с течением времени ([111], 0.35% N; [001], 0.35% N; [111], 0.5% N; [001], 0.5% N).

• В случае параболического упрочнения (если значение КДУ падает по мере роста деформации) наблюдались локализованные в пространстве образца зоны пластического течения, не меняющие своего положения на протяжении соответствующего этапа пластического течения ([001], 0.5% N).

Таким образом в монокристаллах легированного аустенита, где можно реализовать любой тип зависимости сг - (е), удалось зафиксировать все варианты распределения очагов локализации деформации, установленные ранее на монокристаллах сплавов Cu-10%Ni-6%Sn и NiTi, а так же на поликристаллах А1, сплавов Fe+3%Si, NijMn (упорядоченное состояние) и Zr+l%Nb, ма-ло-и среднеуглеродистой статей. По этой причине можно предположить, что наблюдаемые закономерности являются в достаточной степени общими и отражают основополагающие макроскопические особенности процессов пластического течения.

Четвертая глава посвящена обсуждению полученных результатов.

Использование для экспериментов одного материала позволяет утверждать, что изменения картин локализации деформации фактически контролируются только содержанием азота в стали и ориентацией осей растяжения образцов. Двумя важнейшими общими признаками исследуемых процессов следует считать: возникновение макроскопического масштаба А. «4...7 мм в расположении очагов деформации по образцу и малую скорость их перемещения ~(2...8)'Ю"3 м/с. Пространственный масштаб распределений локальных деформаций слабо меняется при изменении общего вида деформационной кривой в зависимости от содержания азота, но в значительной степени определяется ориентацией оси растяжения. Скорости перемещения очагов деформации во всех экспериментах независимо от содержания азота и ориентации образцов имели одинаковый порядок. Однако на разных стадиях они изменялись в достаточно широких пределах (2,1-10° м/с до 8,3-Ю"3 м/с). Для понимания природы рассматриваемого явления необходимы сведения о зависимости этих скоростей от условий деформирования. Больший интерес представляет форма зависимости V от общепринятой динамической характеристики процесса деформирования - КДУ материала 6=с1а/с1£. Выяснение характера связи У(0) может способствовать пониманию природы наблюдаемых при деформации периодических процессов.

Так на всех линейных стадиях деформационного упрочнения наблюдалась пространственно-временная картина локализации пластического течения в форме волны, распространяющейся с постоянной скоростью V. Эта скорость оказалась обратно пропорциональной КДУ сплава (рис. 1)

У(в) =Уч + л/е.

(1)

Коэффициент пропорциональности .1, судя по его размерности (Па-м/с = Дж/м:-с), может иметь смысл потока энергии через деформируемый объект, закрепленный в нагружающем устройстве.

V. 10?м>"с-

6

5

4 - у'

3

100 200 300 400 500 600 о/О

Рис. 1 Зависимость скорости распространения очагов деформации от коэффициента деформационного упрочнения.

Из формы соотношения (1) следует принципиатьное отличие природы наблюдаемых периодических процессов от известных волн упругого и пластического типов, возникающих в твердых телах. Действительно, скорости таких волн пропорциональны силовым характеристикам среды: = (Е/ро)"2 и Ур = (9/ро)1/2 . Здесь Ус и Ур - скорости упругой и пластической волн соответственно, Е - модуль упругости, р» - плотность вещества. Характерные значения скоростей ~ 1СР м/с и Ур ~ 10 м/с на порядки превосходят полученные в данной работе величины V.

Экспериментальные данные позволили исследовать дисперсию наблюдавшихся волновых процессов, длина которых X определялась непосредственно по картинам распределений локальных деформаций. Видно (рис. 2), что зависимость частоты периодического процесса <а=2я\7А. от его волнового числа к=2гс/А. имеет прямолинейный характер. Это указывает на отсутствие дисперсии в изученном случае.

СО , с

0,036 -0,030 0,024 -0,018 0,012 -0,006 О

О 100 200 300 400 500 600 700 к, м -1

Рис. 2. Дисперсионное соотношение для автоволн пластической деформации.

г

Таким образом, установленные для скорости V(9) и дисперсии со(к) периодических процессов пластического течения соотношения подчеркивают их принципиальное отличие от известных волновых процессов и позволяют уверенно отнести наблюдаемые эффекты к классу явлений самоорганизации в деформируемой среде, т.е. к автоволнам, которые по своим свойствам альтернативны всем категориям линейных (а, возможно, и нелинейных) волн в твердых телах.

Бездисперсионность автоволн объясняет наблюдаемую устойчивость подобных структур на линейной стадии процесса пластического течения. Наконец, количественные параметры соотношения V(0) дают возможность учесть также роль управляющих процессом самоорганизации факторов и их связь с условиями нагружения.

Описание АВ процессов является одним из методов синергетики [1, 2]. В работах [3, 4] такие представления и соответствующая техника были использованы для анализа локализации ПД и оценки характерных масштабов уровней пластического течения ряда моно - и поликристаллических кристаллов. В

настоящей работе тоже проведены оценки пространственных масштабов наблюдаемых процессов в соответствии с авторами [3]. Они позволили подтвердить существование количественной связи между макро (расстояние между очагами деформации), мезо (ширина очага или его фронта) и микро (дислокационный параметр) масштабами пластического течения. Два последних могут бьпь выделены непосредственно измеряемых кинетических величин (см. Табл. 2). В Таблице 2 Л„ и Лг. характерные масштабы соответственно мезо - и микроуровней, а А. - макроскопический масштаб. При этом отчетливо прослеживается влияние на них концентрации азота в сплаве и оси растяжения образца.

Таблица 2. Характерные масштабы уровне» тастнческой деформации.

Тип обрата X, мм макро Л„, мм мезо ЛЕЮ:, мм микро

[001 ], С> = 0,35% 4,0 0,51 14,4

[1111, С\= 0.35% 6,5 0,40 17,5

[001], Сх= 0,50% 4,5 0,62 4,2

[1И|, Сх=0,50% 7,0 0,52 8,5

Так, АВ подход к описанию картин неоднородности ПД позволил выявить иерархические связи между процессами, протекающими на разных масштабных уровнях, а также в определенных рамках установить, происхождение характерных размеров каждого из трех уровней.

Основные выводы

1. Доказана возможность существования в одном материале ранее наблюдавшихся в разных материалах распределений очагов локализованной деформации. При этом тип таких распределений соответствует определенному виду и определенной стадии деформационной кривой. Форма последней изменялась в эксперименте за счет выбора ориентации осей растяжения образцов и изменением содержания азота в сплаве. При ориентации [111] деформационная кривая трехстадийная, а при [001 ] - двухстадийная без участка легкого скольжения. Изменение содержания азота варьирует протяженность стадий.

2. В соответствии со сменой стадий деформационной кривой монокристаллов у - Fe происходит эволюция типов картин распределений локальных деформаций в процессе нагружения. А именно:

• на участке легкого скольжения наблюдается равномерное перемещение по объему материала одного деформационного фронта,

• на линейных стадиях отмечено согласованное движение нескольких эквидистантных зон локальной деформации,

• параболическое упрочнение характеризуется стационарно - периодическими распределениями компонент тензора дисторсии.

3. Пространственный период распределений локальных деформаций не меняется при изменении общего вида кривой деформации вследствие изменения содержания азота, а определяется ориентацией оси растяжения (в ориентации [001] Л = 4+ 1 мм, в ориентации [111] Я = 6,5± 1 мм)

4. Скорости перемещения очагов деформации во всех экспериментах имели одинаковый порядок (~10° м/с) независимо от содержания азота и ориентации образцов. При этом скорость перемещения очагов деформации на линейных участках обратно пропорциональна коэффициенту деформационного упрочнения во всех экспериментах. Установлен бездисперсионный характер наблюдаемых пространственно-временных процессов пластической деформации.

Цитируемая литература.

[1]. Г.Хакен, Пт/юрмация ч самаорганнтция. Мацюсконическнй /нхтм) к сложным системам, М.: Мир. 1991.

[2]. Г.Николнс, И.Пригожин, Познание сложного, М.: Мир, 1990.

[3]. Л.Б.Зуев, В.И.Данилов, ФТТ 39,1399 (1997).

[4]. L.B.Zuev, V.l.Danilov, Int. J. Solids Structure 3-1, 3795 (1997).

Публикации по теме диссертации

1. L.B. Zuev, V.l. Danilov, S.A. Barannikova. Deformation inhomogeneity in high -nitrogen steel single crystals. // 1 th conference on NITROGEN STEELS, SWA' 96, GLIWICE - WISLA, Poland, 1996 : сборник трудов GLIWICE - WISLA, Poland, 1996 -PP. 293 -299.

2. Данилов В.И., Баранникова С.А., Зуев Л.Б., Киреева И.В. Неоднородность пластической деформации в монокристаллах высокоазотистой стали. // ФММ - 1997.-Т. 83. -N1.- С. 140 - 146.

3. Sujew L.B., Danilovv W.I., Barannikowa S.A., Kirejewa I.W. Heterogenitat der Deformation in Monokristallen des Stahles mit hohem Stickstoffgehalt. // Zs. Metallkunde.- 1997. - B.88. - H. 9. - SS. 748 - 752.

4. Данилов В.И., Баранникова С.А., Кнреева И.В. Макроскопическая неоднородность пластической деформации в монокристаллах высокоазотистой стали. // XIV Международная конференция по физике прочности и пластичности материалов: тез. докл. Самара, 1995. - С. 244 - 245.

5. Л.Б. Зуев, В.И. Данилов, С.А. Баранникова, И.В. Киреева. Кристаллографические аспекты скольжения и поля деформаций в монокристаллах высокоазотистой стати. // Международная конференция «Микромеханизмы пластичности, разрушения и сопутствующих явлений» : тез. докл. Тамбов, 1996. - С. 24 - 25.

6. Л.Б. Зуев, В.И. Данилов, С.А. Баранникова, Г.Н. Макаева. Эволюция неоднородности деформации монокристаллов высокоазотистой стати как процесс формирования диссипативных структур. // III Международная школа - семинар по проблемам «Эволюция дефектных структур в конденсированных средах» : тез. докл. Барнаул, 1996. - С. 42.

7. Данилов В.И., Зуев Л.Б., Карташова Н.В., Баранникова С.А. Диссипатив-ные структуры в деформируемых металлических монокристаллах. // Симпозиум. Синергетика. Структура и свойства материалов. Самоорганизующиеся технологии. Посвящен 100 -летию со дня рождения чл.-корр. АН СССР И.А. Одинга : тез. докл. Москва, 1996. - С. 234 - 235.

8. Зуев Л.Б., Данилов В.И., Баранникова С.А., Карташова Н.В. Об автоволновом характере макродеформации твердых тел. //11 - я Международная зимняя школа по механике сплошных сред : тез. докл. Пермь, 1997. Книга 1. - С. 141.

9. Zuev L.B., Danilov V.l., Barannikova S.A. About the nature of the instability and localization of plastic deformation. // V International Conference Computer Aided Design of Advanced Materials and Tehnologies CADAMT ' 97 : тез. докл. Baikal Lake, Russia, 1997. - P. 56.

10. Zuev L.B., Bararmikova S.A., Danilov V.I. Localization and nonuniformity of deformation in high nitrogen austenitic steel. // V International Conference Computer Aided Design of Advanced Materials and Tehnologies CADAMT ' 97 : тез. докл. Baikal Lake, Russia, 1997. - PP. 194 - 195.

11. Данилов В.И., Баранникова С.А., Киреева И.В. Локализация пластической деформации при растяжении монокристаллов высокоазотистой стали. // IX Международная конференция « Взаимодействия дефектов и неупругие явления в твердых телах», IIAPS - 97 : тез.докл. Тула, 1997. - С. 32.

12. С. А. Баранникова, В.И. Данилов, Л.Б. Зуев. Локализация и неоднородность деформации в азотированной аустенитной стали. // 1 Международный семинар «Актуальные проблемы прочности» им. Лихачева В.А. и XXXIII семинар « Актуальные проблемы прочности» : тез. докл. Новгород, 1997, т. 2. часть 2. - С. 229.

13. Zuev L.B., Danilov V.I., Kartashova N.V., Barannikova S.A. The self - excited wave nature of the instability and localization of plastic defonnation. // Mater. Sci. and Eng. A. - 1997. - Vol. 324 -326 - PP. 699 - 702.

Институт физики прочности и материаловедения Сибирского отделения РАН

На правах рукописи

Баранникова Светлана Александровна

МАКРОМАСШТАБНОЕ УПОРЯДОЧЕНИЕ МЕЗООЧАГОВ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ В МОНОКРИСТАЛЛАХ ЛЕГИРОВАННОГО у - Ге с АЗОТОМ

Специальность 01.04.07. - физика твердого тела

Диссертация на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

доктор физ.-мат. наук, профессор Л.Б. Зуев

доктор физ.-мат. наук В.И. Данилов

Научные руководители

Томск -1998

Содержание 2

ВВЕДЕНИЕ 4

1.0бщие аспекты пластической деформации ГЦК-монокристаллов 10

1.1 .Деформационное упрочнение ГЦК-монокристаллов.................10

1.2. Факторы, влияющие на вид деформационных кривых при упрочнении. 14

1.3 Деформация кристаллов твердых растворов........................17

1.4 Кристаллографические особенности пластического течения монокристаллов сталей...........................................20

1.5 Влияние легирующих элементов на упрочнение аустенита...........23

1.6 Роль азота в твердорастворном упрочнении

высокоазотистых аустенитных нержавеющих сталей....................27

1.7 Пространственно-временная самоорганизация при

пластической деформации.........................................32

1.8 Постановка задачи............................................36

2. Методика и материал исследований 38

2.1 О применении методики спекл-интерферометрии к проблеме

анализа пластичности............................................38

2.2 Автоматизированный лазерный комплекс для регистрации и

анализа полей дисторсий нагружаемых объектов......................41

2.3 Материалы исследований......................................51

3. Эволюция полей локальных деформаций при пластическом течении монокристаллов высокоазотистых аустенитных нержавеющих сталей Х18Н12АМ2. 61

3.1 Зависимость картин распределений локальных деформаций

от концентрации азота и ориентации оси нагружения в сталях...........61

3.2 Взаимосвязь эволюции картин распределений локальных деформаций со стадийностью кривыми нагружения.................................88

4. ПРОСТРАНСТВЕННО - ВРЕМЕННАЯ САМООРГАНИЗАЦИЯ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ. 91

4.1. Кинетика периодических процессов при пластическом течении.......93

4.2 Деформация как автоволновой процесс...........................99

4.3 Масштабные характеристики и особенности процесса..............103

ЗАКЛЮЧЕНИЕ 109

ВЫВОДЫ 110

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ 112

ВВЕДЕНИЕ

В течение нескольких десятилетий продолжаются детальные исследования пластической деформации моно- и поликристаллических металлов и сплавов на все более высоком методическом уровне и со все более широким охватом применяемых материалов, однако проблема пластического течения все еще далека от своего окончательного разрешения. Одним из наиболее сложных для понимания является вопрос о причинах локализации пластической деформации, возникающей на самых ранних стадиях пластического течения в материалах, первоначально имевших достаточно однородную структуру [1,2]. Данное обстоятельство является важным, поскольку устойчивость пластического течения материалов в процессе обработки давлением, долговечность и разрушение их в деталях и конструкциях существенным образом зависят от степени однородности деформации на макроскопическом уровне. Другой важной особенностью пластического течения является его стадийность, которая впервые была проанализирована Зегером при описании пластического течения монокристаллов. Формально без потери смысла стадийность деформационного упрочнения может быть выделена при анализе зависимости ct(s) поликристаллических объектов. При традиционной интерпретации в рамках дислокационных моделей деформационного упрочнения локализация деформации чаще всего не учитывается до образования макроскопической шейки. В настоящее время этот подход кажется неполным, так как имеющиеся данные указывают на обязательное наличие локализации и принципиальное различие ее характера на разных стадиях упрочнения.

Многочисленные экспериментальные данные убедительно показывают, что процесс пластической деформации неоднороден и локализован в определенных зонах деформируемого объекта [1, 2]. Это обстоятельство является

общим для всех стадий пластического течения независимо от величины общей деформации. Различие имеется только в конкретных типах локализации. Хорошо известны такие проявления неоднородности и локализации, как дислокационные скопления, ячеистая структура (Фридель), писгоЬапси (Гилман) и другие. Обнаружение новых подробностей, проявляющихся на различных стадиях деформирования, не позволяет достаточно ясно сформулировать основные законы пластического течения. В последние годы все более ощущается недостаточность традиционных подходов к этой области физики и механики твердого деформируемого тела.

Развитие представлений о пластической деформации как о коллективном процессе [1] основано на наблюдении и осмыслении многочисленных фактов, свидетельствующих о существовании пространственно-временной корреляции в распределении и эволюции очагов пластического течения в объеме деформируемого тела. Эта идея, восходящая еще к наблюдениям Чернова [3], получила в последнее время существенное развитие в концепции физической мезомеханики материалов [4]. Немалую роль в данном случае сыграло использование для анализа пластической деформации новых экспериментальных методик, существенно расширяющих представление о деталях процесса пластического течения.

Концепция мезомеханики весьма продуктивна для исследования физической природы локализации деформации, которая до настоящего времени не вполне ясна еще и потому, что явно недостаточно сведений о некоторых закономерностях этого явления, например, о корреляции в расположении зон локализации, нередко проявляющейся при пластическом течении. В настоящее время, используя базовые положения физической мезомеханики о коллективных эффектах при пластическом течении, о структурных и масштабных уровнях деформации и разрушения, выдвинуто предположение об авто-

волновом характере формирования таких упорядоченных картин локализации. В связи с этим возникает необходимость выяснения вопроса, связаны ли типы распределений неоднородностей формоизменения на макроскопическом уровне с существенными отличиями в кинетике пластического течения с разной структурой, или их можно наблюдать и в одном веществе, коэффициент деформационного упрочнения которого варьируется, например, за счет дополнительного легирования, не меняющего структуру сплава, но влияющего на его пластичность. Это обстоятельство обусловило интерес к экспериментальным исследованиям деформации на примере монокристаллов легированного у-Бе, в котором прочностные свойства повышаются за счет твердорастворного упрочнения атомами внедрения (азотом, углеродом). Выполнение исследований на монокристаллах объясняется тем, что анализ результатов исследований для поликристаллов этих сплавов, будет осложняться границами зерен.

Цель работы. Исследовать влияние твердорастворного упрочнения азотом монокристаллов хромоникелевой стали и кристаллографической ориентации последних относительно внешней нагрузки на характер распределений локальных деформаций в данном материале.

Актуальность темы. Принципиально важный этап в понимании природы пластичности и прочности твердых тел связан с представлениями о деформируемом теле как многоуровневой иерархически организованной системе. Известно, насколько трудно непосредственно от дислокационного масштаба перейти к макроскопическому описанию деформации даже в наиболее простых задачах, подобных объяснению природы, например, предела текучести ГЦК монокристаллов. Это происходит потому, что пластическая дефор-

мация развивается на нескольких взаимосвязанных масштабных уровнях: микро-, мезо-, макро-, и описать макродеформацию можно только адекватным самосогласованием микро - и мезоуровней. При этом каждый масштабный уровень характеризуется своими механизмами и закономерностями деформации. Для объяснения количественной связи микро -, мезо - и макроскопических параметров пластической деформации необходимы эксперименты по исследованию макроскопической локализации деформации.

С другой стороны установление закономерностей эволюции распределений локальных деформаций содержит в себе дополнительные сведения, необходимые для более точного описания и предсказания поведения материалов, подвергаемых воздействию внешних факторов различной природы, а также его эксплуатационных свойств.

Научная новизна и практическая ценность. Экспериментальное исследование пластической деформации легированного аустенита с повышенным содержанием азота позволило установить, что в этом материале наблюдаются все картины макролокализации деформации, обнаруженные ранее, а условия реализации и наблюдения различных типов распределений локальных деформаций определяются кристаллогеометрией нагружения и концентрацией азота в материале. Удалось подтвердить существование взаимно однозначной связи между законом деформационного упрочнения и характером локализации деформации. При этом скорость перемещения очагов деформации на линейных стадиях оказалась обратно пропорциональной коэффициенту деформационного упрочнения материала. Использование для экспериментов одного материала позволяет утверждать, что в этом случае изменения картин локализации деформации фактически контролируются только содержанием азота в стали и ориентацией осей растяжения образцов. Это означает, что между обнаруженными макроскопическими картинами локализации дефор-

мации и специфическими для каждой стадии процесса микроскопическими механизмами элементарных актов пластического течения существует причинно - следственная связь. Полученные в работе результаты позволяют установить количественные соотношения между масштабами уровней пластической деформации, а также высказать предположение о их природе для каждого из трех уровней.

Содержание работы распределяется по главам следующим образом:

Диссертация состоит из четырех глав. В первой главе приведен обзор работ, посвященных механизмам деформации ГЦК монокристаллов (в том числе твердых растворов), кристаллографическим особенностям пластической деформации монокристаллов сталей, а также рассмотрено влияние легирующих элементов на свойства аустенитных сталей. Отмечена важная роль пространственно-временной самоорганизации при пластическом течении. Сформулированы задачи представленной работы.

Вторая глава включает краткое описание методик эксперимента, обоснованию выбора материалов, используемых в работе.

В третьей главе изложены экспериментальные данные об эволюции полей макродеформации при растяжении монокристаллов высокоазотистой ау-стенитной нержавеющей стали в закаленном состоянии. Подробно проанализированы картины распределений локальных деформаций на разных стадиях кривой упрочнения при варьировании концентрации введенного азота для двух ориентаций оси нагружения.

Четвертая глава посвящена обсуждению полученных результатов. Об- . наруженные закономерности неоднородности деформации проанализированы -в рамках модели автоволнового пластического течения, позволяющей объяс-

нить различие типов локализации деформации и интерпретировать их взаимное соответствие не только с деформационными кривыми, но и выявить иерархические связи между процессами, протекающими на разных масштабных уровнях.

Основные положения, выносимые на защиту.

1. Совокупность экспериментальных результатов об упорядоченных распределениях локальных деформаций при пластическом течении монокристаллов легированного у-Ре с повышенным содержанием азота.

2. Результаты сопоставления типов распределений локальных деформаций с ориентацией нагружаемых материалов и концентрацией азота в них.

3. Результаты анализа экспериментальных данных в рамках автоволновых представлений о характере пластической деформации.

ГЛАВА 1. Общие аспекты пластической деформации ГЦК-

монокрнсталлов.

Многие сведения, которыми мы располагаем в настоящее время в области физики металлов, получены в результате изучения свойств монокристаллов. Прежде всего свойства монокристаллов, как механические, так и физические, определяют свойства обычного поликристаллического металла; поэтому их физическую природу нужно выяснить раньше, чем пытаться объяснить поведение поликристаллов. Кроме того, некоторые явления трудно детально изучить на поликристаллических образцах, поскольку при исследовании таких объектов истолкование результатов усложняется. Это относиться, в частности, к пластической деформации.

В 1910 г. Андраде открыл способ выращивания из расплава больших монокристаллов; на этой основе затем Бриджмен разработал методику, которую он использовал для приготовления одинаковых по размерам монокристаллов многих металлов, перекрывающих широкую область возможных кристаллографических ориентировок оси образца [5]. Это сделало возможным детальное изучение пластической деформации металлических монокристаллов [6 - 7]. В последнее время внимание исследователей было привлечено главным образом к кубическим гранецентрированным металлам и сплавам.

1.1 Деформационное упрочнение ГЦК-монокристаллов.

Многообразные явления, связанные с пластичностью монокристаллов интерпретируют с помощью теории дислокаций [8]. Плоскостью скольжения в ГЦК металлах может быть любая из четырех плотноупакованных плоскостей {111}, а направлением скольжения - любое из шести кристаллографиче-

ских направлений [110]. Макроскопически наблюдаемая пластическая деформация вызывается тем, что дислокации, перемещаясь, сдвигают слои кристалла друг относительно друга вдоль плоскости скольжения. Дислокациям в плотноупакованных плоскостях в общем случае энергетически выгодно расщепляться на частичные дислокации [9]. При расщеплении полной дислокации на частичные между последними образуется так называемая лента дефекта упаковки [10]. Поскольку очень многие дислокационные реакции, протекающие при скольжении, должны сопровождаться частичным или даже полным стягиванием расщепленных дислокаций, становится понятным, что энергия дефекта упаковки уду является важной константой материала, влияющей на пластическую деформацию.

На основе многочисленных приведенных в литературе данных [10] известно, что кривые упрочнения монокристаллов ГЦК металлов и сплавов различных ориентаций при всех исследованных скоростях деформации и в широком интервале температур обнаруживают характерное разделение на три участка. Типичный вид их представлен на рис. 1.1. Первый, почти горизонтальный, участок называется стадией легкого скольжения, второй - стадией линейного упрочнения, а третий - параболической стадией. Для характеристики отдельных участков и формы кривой введены параметры упрочнения ( критическое сдвиговое напряжение то и наклоны 0г соответствующих участков деформационной кривой, так называемые коэффициенты упрочнения.

Наклон кривой на стадии легкого скольжения (стадии 1) [11] примерно равен 10^ - 10"5 О. На этой стадии пластическая деформация развивается только в одной системе скольжения [12].

Рис. 1.1. Типичный вид гривой упрочнении ЩК - монокристаллов, ориентированных для одиночного скольжении с указанием параметров упрочнения.

лъ

Первую стадию упрочнения обычно связывают с дальнодействующим взаимодействием достаточно далеко отстоящих друг от друга дислокационных петель в первичной системе скольжения [6]. Наличие пакетов дислокационных диполей препятствует движению дислокаций и тем самым способствует упрочнению металла. Легкое скольжение заканчивается, когда в первичной системе скольжения достигается некоторая критическая плотность дислокаций, и начинается скольжение по другим системам [13].

Наклон кривой в области, называемой стадией 2, или стадией линейного упрочнения, равен приблизительно 2-3-10"3 О, т.е. более чем в 30 раз превышает наклон кривой деформации по стадии 1. Эту стадию обычно определяют как интервал деформаций, нечувствительный к температуре и скорости деформации. Кривые деформации для разных температур различаются только величиной деформации перехода к третьей стадии упрочнения [12]. Резкое увеличение наклона кривой упрочнения при переходе от участка 1 к участку 2 вызвано тем, что дислокации вторичной системы скольжения могут вступать в реакции с первичными и образовывать так называемые дислокации Ломера-Коттрелла [14], препятствующие дальнейшему движению дислокаций в первичной плоскости скольжения [15]. Перед этими барьерами скапливаются дислокационные петли, испущенные источниками Франка-Рида [16]. Упругие поля напряжений от таких скоплений и обусловливают резкий подъем упрочнения на стадии 2. П�