Влияние кристаллогеометрических характеристик на закономерности фрагментации и локализации сдвиговой деформации в монокристаллах алюминия при сжатии тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

ооз

На правах рукописи

БЕСПАЛОВА Ирина Валерьевна

ВЛИЯНИЕ КРИСТАЛЛОГЕОМЕТРИЧЕСКИХ ХАРАКТЕРИСТИК НА ЗАКОНОМЕРНОСТИ ФРАГМЕНТАЦИИ И ЛОКАЛИЗАЦИИ СДВИГОВОЙ ДЕФОРМАЦИИ В МОНОКРИСТАЛЛАХ АЛЮМИНИЯ ПРИ СЖАТИИ

Специальность 01 04 07-физика конденсированного состояния

АВТОРЕ ФЕ PAT

диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

Томск-2008

003172149

Работа выполнена в Томском государственном архитектурно-строительном

университете

Научный руководитель

Официальные оппоненты

доктор физико-математических наук, профессор

Теплякова Людмила Алексеевна

доктор физико-математических наук, Дерюгин Евгений Евгеньевич

кандидат физико-математических наук, старший научный сотрудник Бакач Галина Павловна

Ведущая организация

Тольяттинский государственный университет

Защита состоится «16» мая 2008 года в 14_часов на заседании диссертационного совета

Д 003 038 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 « // » апреля 2008г

Ученый секретарь

диссертационного совета, _ _ О В Сизова

доктор технических наук

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы 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, В С Ивановой, Н А Коневой, Э В Козлова, Л Е Попова, А А Преснякова, Л Б Зуева, В А Старенченко, ММ Кришгала, ЕЕ Дерюгина, X Нойхойзера, Р Дж Асаро, С В Харрена и др Безусловно, этот список не является исчерпывающим

Одним ю типичных проявлений неоднородности пластической деформации является ее локализация на различных масштабных уровнях В последние три десятилетия большое внимание уделялось закономерностям локализации деформации на мезоуров-нг 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 Систематическое 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

Основной целью настоящей работы является изучение закономерностей фрагментации и локализации сдвиговой деформации на макроуровне в монокристаллах алюминия с различными кристаллогеометрическими характеристиками, деформированных сжатием при комнатной температуре

Научная новш на В диссертационной работе впервые

- проведено систематическое количественное исследование деформационного рельефа, формирующегося на всей поверхности свободных граней монокристаллов алюминия, ось сжатия которых была параллельна кристаллографическим направлениям [001], [110], [Til], [112],

- выявлены закономерности фрагментации и локализации сдвиговой деформации на макроуровне во всех исследованных монокристаллах,

- определены условия, при которых на начальных этапах нагружения в монокристаллах алюминия происходит макролокализация октаэдрического сдвига,

- для [001]- и [110]-монокристаллов алюминия установлено влияние ориентации свободных граней и формы образцов (параллелепипед и куб) на закономерности пространственной организации сдвига,

- на основе сопоставительного анализа картины следов сдвига и лауэграмм, полученных со всего объема [П2]-монокристаллов алюминия, установлено, что при сжатии в них происходит переориентация кристаллической решетки на макроуровне

Научная и практическая значимость работы. Получена достоверная экспериментальная информация о закономерностях формоизменения монокристаллов алюминия промышленной чистоты при сжатии Из количественного исследования картины сдвига экспериментально установлена определяющая роль микроуровня в осуществлении сдвиговой деформации на начальных стадиях нагружения Экспериментальные результаты, полученные в работе, обладают хорошей повторяемостью, что позволяет рекомендовать их для использования в научных коллективах, занимающихся вопросами физики пластичности и прочности металлических материалов

Достоверность полученных результатов обеспечивается физической корректностью постановки и решения задач диссертации, использованием современного комплекса методов исследования, статистической обработкой экспериментальных данных, соответствием основных экспериментальных результатов с данными других авторов

Вклад автора состоит в проведении экспериментов, статистической обработке количественных данных, совместной формулировке выводов и основных положений, а также в написании статей по теме диссертации, опубликованных в соавторстве

Положения, выносимые на защиту:

1 В монокристаллах алюминия с симметричными ориентировками ([001], [110], [111], [112]) при сжатии развивается фрагментация сдвиговой деформации на макроуровне При умеренных степенях деформации монокристаллов с объемом облегченного сдвига фрагментация деформации связана с трансляционным скольжением по октаэд-рическим 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 Бели 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

3 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 (е<0,1) монокристаллов алюминия основной вклад в сдвиговую деформацию вносит микромасштабный уровень

Апробация работы Результаты работы докладывались на следующих конференциях 4-ой Международной школе семинаре «Эволюция дефектных структур в конденсированных средах» (Барнаул, 2001), 8-ой Российской научной студенческой конференции «Физика твердого тела» (Томск, 2001), Международной научно-технической конференции «Архитектура и строительство» (Томск, 2002), XLIV Международной конференции «Актуальные проблемы прочности» (Вологда, 2005), Международной школе-конференции молодых ученых «Физика и химия наноматериалов» (Томск, 2005), 16-х и 17-х Петербургских чтениях по проблемам прочности (Санкт-Петербург, 2006 и 2007), 3-ей и 4-ой Международной конференции студентов и молодых ученых «Перспективы развития фундаментальных наук» (Томск, 2006 и 2007), 16-ой международной конференции «Физика прочности и пластичности материалов» (Самара, 2006), 1-ой Международной конференции «Деформация и разрушение» (Москва, 2006)

Публикации. Результаты работы опубликованы в 9 статьях и 7 тезисах докладов Список работ приведен в конце автореферата

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, пяти разделов, основных выводов и списка цитируемой литературы, включающего 132 наименования Диссертация содержит 160 страниц, в том числе 84 рисунка и 13 таблиц ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ Во введении описано современное состояние проблемы, обоснована актуальность проблемы Дано краткое содержание разделов диссертационной работы и сформулированы основные положения, выносимые на защиту

Первый раздел «.Неоднородность пластической деформации и ее развитие на разных масштабно-структурных уровнях» является обзорным Здесь подробно изложена концепция многоуровнего протекания пластической деформации и ее развитие в последние годы Рассмотрены проявления неоднородности пластической деформации на разных масштабных уровнях на самом крупномасштабном уровне - это фрагментация и локализация деформации во всем объеме образца Описаны известные до постановки задачи настоящего исследования закономерности макрофрагментации сдвиговой деформации в монокристаллах ГЦК металлов и сплавов Систематизированы имеющиеся данные об элементах деформационного рельефа, типичных для этих материалов

Второй раздел «Материалы и методы исследования» содержит описание материала и методики его исследования В качестве основного материала исследования использовались монокристаллы алюминия промышленной чистоты (примеси Si (0,2 0,3 мае %) и Mg (0,13 0,17 мае %)) С целью изучения влияния кри-сталлогеометрических характеристик на пространственную организацию сдвиговой деформации исследовались монокристаллы алюминия с ориенгациями оси нагружения в углах и на линии [001]-[Tll] стереографического треугольника (рис 1) с разными вариантами ориентации боковых граней и формы образцов (табл 1) Для установления влияния свойств

Рис 1 Стандартный стереографический треугольник с обозначениями монокристаллов

Кристаллогеометрические характеристики монокристаллов

Обозначения монокристаллов S [1] D1 D1k D2 FT т F1 [2] F1k F2

Ориентация оси сжатия [1 8 12] [110] [112] [111] [001]

Ориентация боковых граней (164) (610) (110) (001) пи) (1Т2) (Т11) (110) (112) (110) {110} {001}

Материал NbFe AI NlaFe AI

Форма образцов А—Л ¿1 Л h ^ —ff~ Змм /6мм _ / Змм ^ Щ

материала на закономерности протекания пластической деформации в работе также исследованы монокристаллы сплава NijFe с ближним атомным порядком (БП) при одном варианте ориентации оси сжатия - [001]

Деформация образцов осуществлялась сжатием с применением графитовой смазки при комнатной температуре со скоростью 3 104с"' Исследования картины деформационного рельефа проводились с использованием оптического микроскопа (ОМ), интерферометра Линника, растрового (РЭМ) и просвечивающего (ПЭМ) электронного микроскопа Внутреннюю структуру монокристаллов после деформации их сжатием исследовали рештеностуктурными методами (съемка лауэ- и эпиграмм)

Для исследованных в работе монокристаллов введены буквенные обозначения (табл 1) по числу максимально нагруженных в них окгаэдрических плоскостей (S (single )-одна, D (double)-две, Т (Йиее)-три, F (Кшт)-четыре и FT- ориентация оси нагруже-ния, лежащей на линии стереографического треугольника [001]-[Tll]) Числовой индекс при одинаковых буквах обозначает различные варианты ориентации боковых граней, а индекс «к» указывает на кубическую форму образца

Проведенный в работе кристаллогеометрический анализ исследуемых монокристаллов, позволил разделить их натри группы

1) монокристаллы, в которых для семейств максимально нагруженных плоскостей {111} выделяются объемы, неограниченные торцами образца (S-, D1-, Dlk-, D2- и F1-монокристаллы) Можно предположить, что сдвиг в таких объемах будет облегчен из-за отсутствия обратных напряжений, поэтому в дальнейшем они будут называться объемами облегченного сдвига (ООС),

2) монокристаллы, в которых для семейств максимально нагруженных плоскостей {111} выделяются объемы, с двух сторон ограниченные торцами образца (Т и Flk-монокристаллы) В этих объемах при нагружении будут действовать обратные напряжения от обоих торцов Такие объемы были названы объемами стесненного сдвига (ОСС),

3) монокристаллы, в которых ни для одного из равнонагружен-ных семейств октаэдрических плоскостей невозможно выделить ни объема облегченного, ни объема стесненного сдвига. Данная группа представлена F2 - монокристаллам и.

В этом разделе проведен подробный кристаллогеометриче-ский анализ монокристаллов первой группы (рис. 2). Рассмотрены

[110]-монокристаллы алюминия с двумя вариантами ориентации боковых граней: 1) (Î10) и (001) -монокристаллы D1; 2) (Т12) и

(111) - монокристаллы D2, а также монокристаллы кубической формы (Dit). При данной ориентации оси сжатия равнонагружен-ными являются две октаэдриче-ские плоскости (111) и (111) и два направления в каждой из них (рис. 2, а, г, ж). Во всех монокристаллах этой группы для каждого из семейств равнонагруженных плоскостей можно выделить объем облегченного сдвига (рис. 2). При наложении двух объемов облегченного сдвига монокристаллы

«разбиваются» на области, отличающиеся возможностью для легкого сдвига. В D1- и 02-монокристаллах их семь, a D lk -монокристалле - девять.

В третьем разделе «Закономерности макрофрагментации и макролокализации сдвиговой деформации в [\\0]-монокристаллах алюминия при сжатии» представлены результаты исследования деформационного рельефа, формирующегося на всех свободных гранях монокристаллов первой группы. К этой группе также относятся ранее изученные S-монокристаллы Ni3Fe [1] и F1-монокристаллы алюминия [2]. Результаты проведенных исследований обобщены в табл. 2.

С самого начала пластической деформации в монокристаллах рассматриваемой группы на макроуровне развивается первичная фрагментация сдвиговой деформации. В результате монокристалл «разбивается» на области, различающиеся числом действующих систем скольжения и/или величиной сдвига в них. Форма первичных фрагментов во

Рис. 2. Кристаллографическая схема ориентации нагруженных плоскостей {111} в [110]- монокристаллах (а, г, ж)\ схема выделения объема облегченного сдвига для одного семейства равнонагруженых плоскостей (б, д, з); то же, но для двух семейств равнонагруженных плоскостей (в, е, и)

Первичная макрофрагментация и локализация сдвиговой деформации _в монокристаллах с объемом облегченного сдвига_

Обозначения монокристаллов S [44] D1k D1 D2 F1 [47]

Ориентация оси сжатия и боковых граней [1.8.12] (164) (610) [110] (110) (001) (111) (1Т2) [001] {110}

Фактор Шмида 0,47 0.41

Объем облегченного сдвига А [1.8.12 /' "У / И«) >[1101 / 001) 111101 / / / ) (Till > [001]

у У, (610) + 1110) А [Tml (001) X X / / / < (1121 (1101 «Щ

Схемы первичной фрагментации сдвига А [1.8.12] (5101 <1«) j [1101 i (110) 001) + [1101 >> (T101 t 1 01) f 1401 ("21 (Till 41001] ■И®Г(Тю) (1101

Число теоретически возможных фрагментов 3 9 7 7 >25

Число первичных фрагментов 3 9 11 3 12.. .15

Локализация сдвига гиперпачка сдвига макропачки сдвига макропачки сдвига гиперпачка сдвига макропачки сдвига

всех исследованных монокристаллах, в общих чертах, коррелирует с теоретическим разбиением монокристалла плоскостями {111}, проходящими через базовые концентраторы напряжений (вершины и ребра образца) (рис. 2, в, е, и). Число теоретически ожидаемых и реально формирующихся в процессе нагружения макрофрагменгов совпадает для S- и Dlk-монокристаллов: 3 и 9, соответственно (табл. 2). В D1-монокристаллах количество наблюдающихся в эксперименте макрофрагментов оказывается большим, чем теоретически предполагалось. Различие связано с тем, что в этих монокристаллах уже при £=0,03 от торцевых ребер, на которые опираются объемы облегченного сдвига, симметрично формируются фрагменты, где сдвиг локализован по пачкам близко расположенных параллельных октаэдрических плоскостей. Такие фрагменты были названы макропачками сдвига. С ростом степени деформации до е=0,06, а затем до £=0,12 во всем объеме монокристалла происходит вторичная фрагментация сдвига за счет измельчения первичных фрагментов, формирования деформационных складок и полос деформации. Макропачки сдвига с деформацией продолжают оставаться зонами локализации деформации.

В D2-h F 1-монокристаллах число формирующихся фрагментов при £=0,06 напротив, оказалось меньшим, чем теоретически предполагалось (табл. 2). В D2- монокристаллах это вызвано существенной асимметрией сдвига по одному ю двух равнонагру-женных семейств плоскостей (111) и (111). Вследствие этого в объеме монокристалла

АХ. мкм.

АХ, мкм

происходит локализация сдвига в семействе плоскостей (1П) и формируется одна гиперпачка сдвига.

Для всех исследованных в работе монокристаллов на макроуровне измерены расстояния между ближайшими следами сдвига (ДХ) в системах вдоль репера (X), перпендикулярного следам сдвига и построены диаграммы «ЛХ-Х» и гистограммы ДХ. Построение диаграмм «ДХ-Х» важно, поскольку они отражают распределение зон действующих систем сдвига в объеме монокри-

4000 X, МКМ

<ЛХ>=20 мкм

L

150 200 дХ, МКМ

150 200 ДХ, МКМ

Рис. 3. Диаграммы «ДХ-Х» и гистограммы ДХ для_семейств плоскостей (111) - (а, в) и (111) -{б, г) на грани (112). 6 = 0,05

сталла. На рис. 3,а б в качестве примера, такие диаграммы приведены для двух систем следов сдвига на одной из граней 02-монокристалла и иллюстрируют разноактивность сдвига по двум равнонагруженным семействам плоскостей {111}. Наибольшая плотность следов сдвига наблюдается по семейству плоскостей (111) в интервале Х=1500.. .4500 мкм (рис. 3, а). Этот интервал значений X соответствует области локализации сдвига (гиперпачка сдвига). Для второй системы следов сдвига на этой грани (рис. 3, б) участка повышенной плотности следов не наблюдается.

Гистограммы, построенные на этой же базе значений ДХ„ для D2-монокристалла алюминия представлены на рис.3. Проведенный в работе анализ гистограмм показал, что распределения ДХ близки к логарифмически нормальному. Были определены моменты этих распределений, в частности, среднее значение ДХ и дисперсия. Как и следовало ожидать, средние значения ДХ в двух системах следов сдвига оказались различными: в системе (111) <ДХ>=20 мкм, а в системе (111) - в два раза выше. В гиперпачке сдвига

<АХ>Л0К=10.. 15 мкм реализуется в макропачках сдвига в 01-монокристаллах. С увеличением степени деформации в [110]-монокристаллах <ДХ> на макроуровне стремится к предельному значению ~10 мкм (рис. 4).

s

х 2

Í 40-

иа грани [110) на грани (001)

" 0,05 0,10 0,15 0,20

Рис. 4, Зависимости <ДХ> от степени деформации для D-монокристаллов

В четвертом разделе «Закономерности пространственной организации сдвиговой деформации на макроуровне в [Til]-, [112]-, [001 ]-монокристаллах алюминия» исследованы монокристаллы с объемом стесненного сдвига для максимально нагруженных плоскостей {111}, а также F2-монокристаллы, в которых до нагружения существует не объем, а лишь плоскость стесненного сдвига (табл. 3).

в монок

Фактор Шмида

Объемы стесненного и облегченного сдвига

Схема первичной фрагментации сдвига

макрополоса переориентации

системы макрополос деформации

макропачки

незавершенного

сдвига

Локализация сдвига

Первичная макрофрагментация и локализация сдвиговой деформации ристаллах с объемом стесненного сдвига_

Таблица 3

отсутствует

F1k [001] F2 ..........(110)...........Т..............{100}.......

Ориентация оси сжатия и боковых граней м-лов

(112) (110)

Установленные в работе основные закономерности протекания пластической деформации в этих монокристаллах сводятся к следующему.

1. С самого начала пластической деформации в них развивается первичная макрофрагментация сдвига. В FT-, Flk-, F2-монокристаллах она связана с неоднородным незавершенным (не проходящем насквозь) сдвигом по октаэдрическим плоскостям. В Т-монокристаллах такие макрофрагменгы формируются, но занимают не более 20% объема монокристалла.

2. В F2-монокристаллах алюминия и .сплава NijFe (БП) закономерности макрофрагментации сдвига в общих чертах подобны. Однако более низкое значение энергии дефекта упаковки в рплаве N^Fe и, как следствие, большая привязанность к плоскостям сдвига приводят к существенному усилению асимметрии сдвига в семействах равнонаг-руженных плоскостей {111}, что способствует формированию более крупных первичных макрофрагментов сдвига и сдвигает начало вторичной фрагментации в область больших степеней деформации.

3. Во всех монокристаллах с объемами стесненного сдвига в ходе пластической деформации происходит ее макролокализация (табл. 3).

3.1. В FT-монокристаллах локализация деформации на макроуровне связана с образованием области с переориентированной кристаллической решеткой. Первоначально

этот результат был получен из анализа картины следов сдвига на всех свободных гранях монокристалла. Были обнаружены системы следов сдвига, отклоненные от выходов октаэдричестих плоскостей на большие углы. На гранях (111) величина угла отклонения составляла 15°... 25°. В дальнейшем образование макрообласти переориентации было подтверждено реттеноструктурными исследованиями FT-м онокристалла после деформации на £=0,2. Были сняты лауэграммы на просвет всего объема монокристалла в трех взаимно перпендикулярных направлениях (рис. 5). Пятна на полученных лауэграммах размыты в азимутальном и радиальном направлениях, при этом часть пятен расщеплены. Все это свидетельствует о возникновении в объеме образца при деформации плавных и дискретных раз ориентировок. Несмотря на размытие пятен, лауэграммы могли быть использованы для расшифровки. При анализе лауэграммы, полученной непосредственно с области переориентации, определены индексы плоскости (314) (рис. 5, в). Нормали к плоскости (314) и плоскости грани составляют угол 25°, т.е. в объеме FT-м онокристалла при е=0,2 действительно формируется макрообласть, переориентированная относительно соседних областей. Существенно, что значение угла разориенгации кристаллической решетки, полученное из рентгеноструктурных исследований, оказалось близким к величине угла разориенгации, определенного по картине следов сдвига. Данный факт свидетельствует о том, что картина сдвига на поверхности адекватно отражает процессы, происходящие внутри монокристалла.

3.2. В [1 11]-монокристаллах макролокализация деформации приводит к формированию в объеме образца систем макрополос деформации различного типа (рис. 6). При £=0,06 границы полос деформации, как правило, отклонены от выхода ближайшей рав-нонагруженной плоскости на углы 5-6°. В сечениях наиболее крупных полос деформации гранями образца, наблюдаются следы сдвига и деформационные складки, перпендикулярные полосам (рис. 6, а, б). Системы перпендикулярных складок встречаются и вне полос, и, по-видимому, образованы по механизму полос сброса. Особенностью картины деформационного рельефа в Т-монокристаллах является то, что большая часть поверхности граней (70-80%) занята не системами следов октаэдрического сдвига, что типично для всех исследованных в работе монокристаллов алюминия, а системами мелких деформационных складок, напоминающих бугорки.

Рис. 5. Лауэграммы, полученные при облучении [112 [-монокристалла: перпендикулярно торцу (а); -грани (111)

3.3. В работе показано, что уменьшение высоты -монокристалла в два раза приводит к существенному изменению характера макролокализации. Бели в Р1-монокристаллах макролокализация происходила лишь в двух из четырех семейств равно нагруженных октаэдрических плоскостей с образованием макропачек сдвига, пересекающих монокристалл насквозь [2], то в Р^-монокристаллах - в каждом семействе и также с образованием макропачек сдвига, но затухающих в объеме образца (табл. 3).

3.4. При изменении ориентации боковых граней в [001]-монокристаллах алюминия (с Р1 на Р2) локализация деформации сдвига на макроуровне подавляется (табл. 3).

Пятый раздел «Влияние красталло-геометрических характеристик монокристаллов алюминия на пространственную организацию сдвиговой деформации при сжатии» посвящен обобщению исследований деформационного рельефа монокристаллов алюминия с различной ориентацией оси сжатия и боковых граней и [001]-монокристаллов сплава N¡5 Ре. Проведена классификация макрофрагментов деформации, образующихся в исследованных монокристаллах при сжатии. Установлено, что при умеренных степенях деформации формируются три основных типа макрофрагментов деформации. Это макрофрагменгы сдвига, сдвига+изгиба-кручения и сдвига+изгиба-кручения+поворота. Обобщены данные о макролокализации деформации и сформулированы условия, необходимые для ее развития (табл. 4).

Рис.6. Схема макрорельефа на боковых-гранях Т-монокристалла: снимки различных типов макрополос -{а-г) и (й)-участок грани с мелкими деформационными складками. е=0,06

Таблица 4

Условия, необходимые для развития макроиокализации сдвига

Наличие в монокристалле объемов облегченного (ООС) или стесненного (ОСС) сдвига Пересечение ООС и ОСС с базовыми концентраторами напряжений (вершины и ребра торца образца) Отношение h/d где h-высота d-ширина образца Вид макро локализации Сдвига Где наблюдаются

В образце для семейств плоскостей {111} с максим. фактором Шмида выделяется ООС ООС пересекаются с торцом образца по ребру (линейные и точечные концентраторы напряжений) 2 макропачки D1, F1 D1k

1

ООС пересекаются с торцом образца в вершинах (точечные концентраторы напряжений) 2 гиперпачки сдвига S, D2

В образце для семейств плоскостей {111} с максим, фактором Шмида выделяется ОС С ОСС пересекаются с торцом в вершинах и частично по ребрам, а ООС по ребру 2 полоса переориентации FT

ОСС пересекаются с торцом образца в вершинах и ребрах макрополосы деформации Т

1 макропачки незав. сдвига F1k

Не выделяются ООС и ОСС — 2 отсутствует F2

С использованием методов оптической, растровой и электронной просвечивающей микроскопии (на репликах) было проведено юмерение количественных характеристик картины сдвига на трех масштабных уровнях. Это расстояние между ближайшими следами сдвига (АХ), толщина следов сдвига, мощность сдвига Р. На всех масштабных уровнях величина Р рассчитывалась по высоте ступеньки (h) с учетом кристаллографии сдвига. Для определения величины h на макроуровне применялся метод интерференционной микроскопии, на микроуровне - стандартный метод реплик с контролируемым отге-нением.

Учитывая ориентацию плоскостей {111} относительно поверхностей граней была проведена оценка доли объема монокристалла (5), в котором сдвиг происходил на макро-, мезо- и микроуровнях в определенной системе сдвига:

5 = ^ (ДХ}>

где <d>- средний поперечный размер области (рис.7), в которой происходит сдвиг на соответствующем масштабном уровне. Величина d определялась по ширине следа скольжения с учетом кристаллографии сдвига. Проведенные оценки значения 5 приведены в табл. 6.

Рис. 7 Схема ступеньки сдвига

микроуровень полос:

Таблица 5

Спектр элементов деформационного рельефа (ЭДР)

Схема ЭДР Характерные

размеры ЭДР

макроуровень складок:

ширина складок: 5...15мкм

макроуровень полос:

ширина полос: 50...150мкм

макроуровень длина следов: 500...1500мкм

микроуровень следов:

Количественные характеристики картины сдвига

Ш т Р(П,А1) Р (Р2,№3Ре)

<ДХ>макро(мкм) 25,0 20,0 25,0 23,0

■^ДХ>ма|ф01Мчка(МКМ) 12,0 макропачек нет 10,0 макропачек нет

<ДХ>ммо(мКМ) 4,9 2,4 7,4 4,0

■^ДХ^икропачкаСмКМ) 0,08 0,07 0,10 0,10

Доля объема м-ла, занятая системами следов сдвига (%) 100 20 100 100

Змакро (%) 20,0 25,0 18,5 30,0

8мно (%) 10,0 20,0 10,0 15,0 50,0

^микропачки (%) 50 100

Умакро (%) 1,2 1,0 1,2 1,4

У«сзо(%) 3,2 6,4 2,0 4,0

Умикро (%) 12,0 14,0 10,0 10,0

с макро (%) 0,6 0,5 0,6 0,7

Е незо (%) 1,6 3,2 1,0 2,0

£ микро (%) 6,0 7,0 5,0 5,0

Е(%) 6,0 5,0 5,0 5,0

По полученным для разных масштабных уровней средним значениям Р и ДХ рассчитаны соответствующие величины сдвига у из соотношения

<Р> Г~ <АХ>

и представлены в табл 6 Как следует из этой таблицы, величина у во всех монокристаллах нарастает с уменьшением масштаба По полученным значениям у проведены оценки величины относительной степени деформации е =у/2 для трех выделенных масштабных уровней Из табл 6 ясно, что с величиной степени деформации образца е коррелируют только значения е для микроуровня Это позволяет сделать вывод о том, что на начальной стадии пластической деформации исследованных монокристаллов основной вклад в ее развитие вносит микромасштабный уровень

Основные результаты и выводы: 1 На основе исследования деформационного рельефа, формирующегося при сжатии на всех свободных гранях [001]-,[Т11]-,[110]-,[112] - монокристаллов алюминия, выявлено, что с самого начала пластического течения в них развивается макрофрагменга-ция сдвиговой деформации, связанная с трансляционным скольжением по плотноупако-ванным плоскостям

2 Из анализа пространственной картины сдвига в монокристаллах алюминия с объемами облегченного сдвига установлено, что форма макрофрагменгов, образующихся при умеренных степенях деформации, коррелирует с разбиением монокристаллов плоскостями {111}, проходящими через базовые концентраторы напряжений (вершины и ребра образца) В [110]-монокристаллах кубической формы число ожидаемых и реально формирующихся в процессе нагружения макрофрагменгов совпадает Для [110]-монокристаллов с двумя вариантами ориентации боковых граней эти числа различны, что обусловлено развитием в них макролокализации сдвиговой деформации по октаэд-рическим плоскостям

3 Обнаружено, что в монокристаллах алюминия с объемами облегченного сдвига происходит макролокализация сдвиговой деформации по пачкам близко расположенных параллельных октаэдрических плоскостей Сформулировано условие, необходимое для образования макропачек сдвига наличие общего торцевого ребра у образца и объема облегченного сдвига Если общими являются точечные концентраторы напряжений (вершины образца), формируется гиперпачка сдвига

4 В монокристаллах алюминия с объемами стесненного сдвига ([Til]-, [112]-монокристаллы и [001]-монокристаллы в форме куба) при пластической деформации происходит ее макролокализация с образованием макрообластей переориентации в [112]-, макрополос деформации в [111]- и макропачек незавершенного сдвига в [001]-монокристаллах

5 Установлено, что в [001]-монокристаллах алюминия с боковыми гранями {001}, в которых для семейств равнонагруженных плоскостей невозможно выделить ни объемов облегченного, ни объемов стесненного сдвига, локализация сдвиговой деформации на макроуровне не происходит

6 Уменьшение высоты [001]-монокристалла с боковыми гранями {110} в два раза приводит к изменению закономерностей макролокализации Если в монокристаллах в форме параллечепипеда макролокализация происходит в двух из четырех семейств равнонагруженных октаэдрических плоскостей с образованием макропачек сдвига, пересекающих монокристалл насквозь, то в монокристаллах кубической формы она реализуется в четырех семействах плоскостей {111}

7 Из анализа картины следов сдвига и ренггеноструктурных исследований установлено, что в [П2]-монокристаллах алюминия при пластической деформации происходит переориентация кристаллической решетки на макроуровне

8 Впервые на трех масштабных уровнях (макро-, мезо- и микро) выполнено статистическое исследование картины следов сдвига на примере монокристаллов алюминия с различными кристаллогеометрическими характеристиками при умеренных степенях деформации У станов чено, что основной вклад в сдвиговую деформацию вносит микром ас штабны й у рове нь

9 Во всех исследованных монокристаллах алюминия, кроме [001]-монокристаллов, обнаружены следы сдвига, параллельные выходам плоскостей с нулевым фактором Шмида

Основные результаты диссертации опубликованы в следующих работах:

1 КуницынаТС, ТепляковаЛ А, Беспалова ИВ Распределение следов сдвига первичной системы в монокристаллах N6 Ие на различных масштабных уровнях // Тр VI Международной школы-семинара «Эволюция дефектных структур в конденсированных средах» г Барнаул, 2001 -С 195-197

2 КуницынаТС, Беспалова ИВ, КолубаеваЮА, ТепляковаЛ А Закономерности пространственной организации сдвига в монокристаллах сплава Щ К; // Тезисы докладов Международной научно - технической конференции «Архитектура и строительство» г Томск, 2002 -С 30-31

3 Теплякова Л А, Лычагин Д В , Беспалова И В Закономерности макрофрагменга-ции деформации в монокристаллах алюминия с ориентацией оси сжатия [110] // Физическая мезомеханика -2004 -Т7, №6 -С 63-78

4 Теплякова Л А, Лычагин ДВ, Беспалова ИВ, Куницы на Т С Классификация элементов деформационного рельефа в металлах и сплавах // Тезисы докладов ХЦУ Международной конференции «Актуальные проблемы прочности» -г Вологда, 2005 -С 163

5 ТепляковаЛ А , Лычагин Д В , Беспалова ИВ Закономерности макрофрагменга-ции в монокристаллах алюминия в симметричных ориентировках оси сжатия // Тр Международной школы-конференции молодых ученых «Физика и химия наноматериалов» -г Томск, 2005 -С 253-257

6 Беспалова ИВ , ТепляковаЛ А , Лычагин Д В Развитие фрагментации пластической деформации при сжатии монокристаллов алюминия // Тезисы докладов XVI Петербургских чтений по проблемам прочности -г С-Пб, 2006 -С 152

7 ТепляковаЛ А, Лычагин Д В , Беспалова И В Особенности пространстве шюй организации сдвига на макроуровне в [111]-монокристаллах алюминия // Физическая мезомеханика - 2006 - Т 9, № 2 - С 63-71

8 Беспалова И В , Теплякова Л А Влияние размера и ориентации оси сжатия на пространственную ориентацию сдвига в монокристаллах алюминия // Тр III Международной конференции студентов и молодых ученых «Перспективы развития фундаментальных наук» -г Томск, 2006 -С 4-6

9 Теплякова Л А, Беспалова И В , Лычагин Д В Закономерности организации сдвиговой деформации в [001]-монокристаллах алюминия с боковыми гранями {100} при сжатии //Физическая мезомеханика -2006 -Т9, №5 -С 77-84

10 Беспалова И В , Лычагин, Д В , Теплякова Л А Кривые течения и закономерности деформации монокристаллов алюминия на разных масштабных уровнях // Тезисы докладов XVI Международной конференции «Физика прочности и пластичности материалов» -г Самара,2006 -С 172

11 Теплякова Л А, Беспалова ИВ , Лычагин ДВ Влияние степени деформации на развитие макрофрагменгации сдвига в [110]-монокристаллах алюминия // Тр 1-й Международной конференции «Деформация и разрушение» -М,200б -Т1 -С 104-106

12 Беспалова И В , Теплякова Л А Эволюция макрофрагментации сдвиговой деформации в [110]-монокристаллах алюминия // Тр III Международной научно-

практической конференции «Естественно-гуманитарные науки и их роль в реализации программы индустриально-инновационного развития Республики Казахстан» - г Ал-маты, 2007 -С 19-23

13 Беспалова И В , Теплякова Л А , Лычагин Д В Влияние размера и ориентации оси сжатия на пространственную организацию сдвига в монокристаллах алюминия // Тр III Международной научно-практической конференции «Естественно-гуманитарные науки и их роль в реализации программы индустриально-инновационного развития Республики Казахстан» -г Алматы, 2007-С 23-25

14 Беспалова И В , Теплякова Л А Влияние ориентации оси сжатия на закономерности макрофрагменгации сдвига в монокристаллах алюминия в симмепричных ориентировках // Tp III Международной научно-практической конференции «Естественно-гуманитарные науки и их роль в реализации программы индустриально-инновационного развития Республики Казахстан» -г Алматы, 2007 -С 25-26

15 Теплякова Л А , Беспалова И В , Лычагин Д В Закономерности макрофрагменгации сдвиговой деформации в [110]-монокристаллах алюминия при изменении схемы напряженного состояния // Тезисы докладов XVII Петербургских чтений по проблемам прочности -г С-Пб, 2007 -С 55-57

16 Беспалова И В , Теплякова Л А Влияние ориентации боковых граней на закономерности макрофрагменгации сдвига в монокристаллах алюминия // Tp IV Международной конференции студентов и молодых ученых "Перспективы развития фундаментальных наук" -г Томск, 2007 -С 4-6

Список цитируемой литературы:

1 Теплякова Л А , Куницина ТС , Конева H А , Старенченко В А , Козлов Э В Мак-рофрагменгация сдвига в монокристаллах сплава Ni3Fe при активной пластической деформации//Физическая мезомеханика -2000 -Т 3, №5 -С 77-82

2 Теплякова Л А, Лычагин Д В , Козлов Э В Локализация сдвига при деформации монокристаллов алюминия с ориентацией оси сжатия [001] // Физическая мезомеханика -2002 -Т 5, №6 - С 49-55

Подписано в печать №04 08 Формат 60x90/16 Бумага офсет Гарнитура Тайме, пёчать офсет Уч -изд л. 1. Тираж 100 экз Заказ № £60

Изд-во ТГАСУ, 634003, г Томск, пл Соляная, 2 Отпечатано с оригинал - макета в ООП ТГАСУ 634003, г Томск, ул Партизанская, 15

ОСНОВНЫЕ УСЛОВНЫЕ ОБОЗНАЧЕНИЯ И СОКРАЩЕНИЯ 5 ВВЕДЕНИЕ.

1. НЕОДНОРОДНОСТЬ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ

И ЕЕ РАЗВИТИЕ НА РАЗНЫХ МАСШТАБНО-СТРУКТУРНЫХ УРОВНЯХ.

1.1. Масштабные и структурные уровни деформации.

1.2. Развитие макрофрагментации сдвиговой деформации в монокристаллах ГЦК металлов и сплавов.

1.3. Элементы деформационного рельефа, типичные для ГЦК металлов и сплавов.

1.4. Постановка задачи и выбор материала исследования.

2. МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ.

2.1. Материал исследования.

2.2. Методы приготовления и исследования образцов.

2.3. Кристаллогеометрический и кристаллографический анализ монокристаллов.

2.4. Кристаллогеометрия монокристаллов с объемом облегченного сдвига.

2.5. Методы количественных исследований картины следов сдвига.

2.6. Метод рентгеноструктурного исследования деформированных монокристаллов.

3. ЗАКОНОМЕРНОСТИ МАКРОФРАГМЕНТАЦИИ

И МАКРОЛОКАЛИЗАЦИИ СДВИГОВОЙ ДЕФОРМАЦИИ

В [ 110]-МОНОКРИСТАЛЛАХ АЛЮМИНИЯ ПРИ СЖАТИИ.

3.1. Макрофрагментация сдвиговой деформации в [ 110]-монокристаллах алюминия с боковыми гранями (Тю)и (00l).

3.2. Влияние степени пластической деформации на закономерности эволюции деформационного рельефа и макрофрагментацию сдвигав [110]-монокристаллах алюминия с боковыми гранями

Тю) и (001).

3.3. Макрофрагментация сдвига в [110]- монокристаллах алюминия с боковыми гранями (l 12) и (ill).

3.4. Развитие макрофрагментации сдвига в [110]-монокристаллах алюминия кубической формы с боковыми гранями (Г ю)и (00l)

3.5. Количественные характеристики систем сдвига в [110]-монокристаллах алюминия.

3.6. Роль объема облегченного сдвига в организации пластической деформации на макроуровне.

4. ЗАКОНОМЕРНОСТИ ПРОСТРАНСТВЕННОЙ ОРГАНИЗАЦИИ СДВИГОВОЙ ДЕФОРМАЦИИ НА МАКРОУРОВНЕ В [111], [ll2], [001 ]-МОНОКРИСТАЛЛАХ АЛЮМИНИЯ.

4.1. Пространственная организация сдвига в [112] -монокристаллах алюминия при сжатии.

4.2. Рентгеноструктурный анализ областей переориентации деформированного [112] -монокристалла алюминия.

4.3. Особенности пространственной организации сдвига на макроуровне в [111]-монокристаллах алюминия.

4.4. Макрофрагментация сдвига в [001]-монокристаллах алюминия кубической формы с боковыми гранями {110}.

4.5. Закономерности организации сдвиговой деформации в [001]-монокристаллах алюминия с боковыми гранями {100}.

4.6. Закономерности пространственной организации сдвига в [001]-монокристаллах сплава N^Fe.

4.7. Роль объема стесненного сдвига в организации пластической деформации на макроуровне.

5. ВЛИЯНИЕ КРИСТАЛЛОГЕОМЕТРИЧЕСКИХ

ХАРАКТЕРИСТИК МОНОКРИСТАЛЛОВ АЛЮМИНИЯ НА ПРОСТРАНСТВЕННУЮ ОРГАНИЗАЦИЮ СДВИГОВОЙ

ДЕФОРМАЦИИ ПРИ СЖАТИИ.

5.1. Влияние кристаллогеометрических характеристик монокристаллов алюминия на закономерности фрагментации и локализации сдвига на макроуровне.

5.2. Спектр типичных элементов деформационного рельефа, формирующихся при сжатии монокристаллов алюминия с различными кристаллогеометрическими характеристиками.

5.3. Количественные характеристики картины сдвига в различно ориентированных монокристаллах в интервале масштабов мм. .нм.

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, JI.E. Попова, Л.Б. Зуева, В.А. Старенченко, М.М. Криштала, Е.Е. Дерюгина, X. Нойхойзера, Р. Дж. Асаро, С.В. 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. Систематическое 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]-монокристаллах 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]-, [111]-, [1Т2]-монокристаллах алюминия, в которых для максимально нагруженных октаэдрических плоскостей выделяются области стесненного сдвига. Рентгеноструктурными методами выполнено исследование формирующихся в [П2]-монокристаллах макрообластей переориентации. Проведено сопоставление закономерностей макрофрагментации сдвиговой деформации- в [001]-монокристаллах алюминия и сплава Ni3Fe с ближним атомным порядком. Изучено влияние ориентации боковых граней и высоты [001]-монокристаллов на закономерности макролокализации сдвиговой деформации в них.

В .пятой главе обобщены-результаты 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 "заключении; диссертации приведены основные выводы.

Автор защищает следующие положения:

1. В монокристаллах алюминия с симметричными ориентировками ([001], [110], [Til], [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.

3.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 (е<0,1) монокристаллов алюминия основной вклад в сдвиговую деформацию вносит микромасштабный уровень.

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

1. На основе исследования деформационного рельефа, формирующегося при сжатии на всех свободных гранях [00l]-,[Tll]-,[110]-,[l 12]-монокристаллов алюминия, выявлено, что с самого начала пластического течения в них развивается макрофрагментация сдвиговой деформации, связанная с трансляционным скольжением по плотноупакованным плоскостям.

2. Из анализа пространственной картины сдвига в монокристаллах алюминия с объемами облегченного сдвига установлено, что форма макрофрагментов, образующихся при умеренных степенях деформации, коррелирует с разбиением монокристаллов плоскостями {111}, проходящими через базовые концентраторы напряжений (вершины и ребра образца). В [110]-монокристаллах кубической формы число ожидаемых и реально формирующихся в процессе нагружения макрофрагментов совпадает. Для [110]-монокристаллов с двумя вариантами ориентации боковых граней эти числа различны, что обусловлено развитием в них макролокализации сдвиговой деформации по октаэдрическим плоскостям.

3. Обнаружено, что в монокристаллах алюминия с объемами облегченного сдвига происходит макролокализация сдвиговой деформации по пачкам близко расположенных параллельных октаэдрических плоскостей. Сформулировано условие, необходимое для образования макропачек сдвига: наличие общего торцевого ребра у образца и объема облегченного сдвига. Если общими являются точечные концентраторы напряжений (вершины образца), формируется гиперпачка сдвига.

4. В монокристаллах алюминия с объемами стесненного сдвига ([111]-, [П2]-монокристаллы и [001]-монокристаллы в форме куба) при пластической деформации происходит ее макролокализация с образованием макрообластей переориентации в [П2]-, макрополос деформации в [111]- и макропачек незавершенного сдвигав [001]-монокристаллах.

5. Установлено, что в [001]-монокристаллах алюминия с боковыми гранями {001}, в которых для семейств равнонагруженных плоскостей невозможно выделить ни объемов, облегченного, ни объемов стесненного сдвига, локализация сдвиговой деформации на макроуровне не происходит.

6. Уменьшение высоты [001]-монокристалла с боковыми гранями {110} в два раза приводит к изменению закономерностей макролокализации. Если в монокристаллах в форме параллелепипеда макролокализация происходит в двух из четырех семейств равнонагруженных октаэдрических плоскостей с образованием макропачек сдвига, пересекающих монокристалл насквозь, то в монокристаллах кубической формы она реализуется в четырех семействах плоскостей {111}.

7. Из, анализа, картины следов сдвига и рентгеноструктурных* исследований: установлено, что'в [112]-монокристаллах алюминия при пластической деформации происходит переориентация кристаллической решетки на макроуровне.

8. Впервые на трех масштабных уровнях (макро-, мезо- и микро) выполнено статистическое исследование картины следов сдвига на примере монокристаллов алюминия с различными кристаллогеометрическими характеристиками при умеренных степенях деформации. Установлено, что основной вкладов сдвиговую деформацию вносит микромасштабный уровень.

9. Во всех исследованных монокристаллах алюминия, кроме [001]-монокристаллов, обнаружены следы сдвига, параллельные выходам плоскостей с нулевым фактором Шмида.

148

1. Конева Н.А., Козлов v Э.В. Физическая^природа стадийности пластической деформации//Изв. вузов. Физика. - 1990. - №2. - С. 89-108.2: Конева Н.А., Козлов Э.В. Закономерности субструктурного упрочнения // Изв. вузов. Физика. 1991. - №3. - С. 56-71.

2. Пресняков А.А., Дегтярева Т.А., Умурзаков М.К. "Шнуровая" локализация деформации при растяжении образцов // ФММ. 1991. — №11. — С. 155-160.

3. Седов Л.И. Механика сплошной среды. М.: Наука, 1976. - 576с.

4. Макклинток Ф., Аргон А. Деформация и разрушение материалов. -М.: Мир, 1970.-439с.

5. Лихачев В. А., Малинин В. Г. Структурно-аналитическая теория прочности. С-Пб.: Наука, 1993. - 471с.

6. Хоникомб Р. Пластическая деформация металлов. М.: Мир, 1974. -408с.

7. Т Г. Фридель Ж. Дислокации. М.: Мир, 1967. - 643с.

8. Хирт Дж., Лоте Ш Теория дислокаций; — М.: Атомиздат, 1972. — 599с.

9. Попов Л.Е., Конева Н.А., Терешко И.В. Деформационное упрочнение упорядоченных сплавов. --М.: Металлургия, 1979. — 256с.

10. Попов Л.Е., Кобытев B.C., КовалевскаяsТ.А. Пластическая деформация сплавов. -М.: Металлургия, 1984. 182с.

11. Математическое моделирование пластической деформации / Л.Е. Попов, Л.Я. Пудан, С.Н. Колупаева и др. Томск: ТГУ, 1990. - 185с.

12. Ковалевская Т.А., Виноградова И.В., Попов Л.Е. Математическое моделирование пластической деформации гетерофазных сплавов. — Томск: ТГУ, 1992. 167с.

13. Коттрел А. Теория дислокаций. М.: Мир, 1969. - 95с.

14. Лихачев В.А., Хайров В.Ю. Введение в теорию дисклинаций. Л.: ЛГУ, 1973.-183с.

15. Владимиров В.И., Романов А.Е. Дисклинации в кристаллах. Л.: Наука, 1986.-223с.

16. Структурные уровни деформации твердых тел / В.Е. Панин, Ю.В. Гриняев, Т.Ф. Елсукова и др. // Изв. вузов. Физика. 1982. - №6. -С. 5-24.

17. Панин В.Е., Лихачев В.А., Гриняев Ю.В. Структурные уровни деформации твердых тел. — Новосибирск: Наука, 1985. — 163с.

18. Панин В.Е. Современные проблемы физики пластичности и прочности твердых тел // Структурные уровни пластической деформации и разрушения. — Новосибирск: Наука, 1990. С. 5-19.

19. Рыбин В.В. Большие пластические деформации и разрушение металлов. М.: Металлургия, 1986. - 224с.

20. Конева Н.А., Козлов Э.В. Физическая природа стадийности пластической, деформации // Структурные уровни пластической деформации и разрушения. Новосибирск: Наука, 1990. - 255с.

21. О структурных уровнях деформирования и разрушения при динамическом нагружении / В.А. Лихачев, Ю.И.Мещеряков, А.К. Диваков и др. // Изв. вузов. Физика. 1984. - №.6. - С. 102-106.

22. Некристаллографические структурные уровни локализации динамического деформирования и разрушения материалов / Ю.И. Мещеряков, С.А. Атрошенко, Т.В. Баличева и др. Л.: ЛФИМАШ АН СССР, 1989. -56с.

23. О механизмах откольного разрушения металлов на мезо- и макроуровнях / С.А. Атрошенко, Г.В. Баличева, Г.В. Котов и др. // ФММ. 1991. -№1. - С. 188-196.

24. Мещеряков Ю.И., Атрошенко С.А. Динамические ротации в кристаллах // Изв. вузов. Физика. 1992. - №4. - С. 105-123.

25. Теплякова Л.А., Куницына Т.С., Козлов Э.В. Распределение следов скольжения в монокристаллах сплава Ni3Fe // Изв. вузов. Физика. -1998.-№4.-С. 51-56.

26. Формирование плоских полос сдвига с границами {123} в ГЦК монокристаллах / Кащенко М.П., Теплякова Л.А., Соколова О.А., Коновалов С.В. // ФММ. 1998. - Т.86, вып. 1. - С. 43-47.1.

27. Лычагин Д.В., Теплякова Л.А., Куницына Т.С. Причины макрофрагментации сдвига в ГЦК монокристаллах при деформации сжатием // Тр. LX международного семинара «Актуальные проблемы прочности». — Вологда, 2002.-С. 117-121.

28. Закономерности формирования сетчатой дислокационной структуры в монокристаллах сплава Ni3Fe / Теплякова Л.А., Куницына Т.С., Конева Н.А., Козлов Э.В. // Известия РАН. Серия физическая. 2004. - Т.68, № 10.-С. 1456-1461.

29. Изменение расщепленности сверхдислокаций с деформацией в монокристаллах упорядоченного сплава Ni3Fe / Конева Н.А., Теплякова Л.А., Куницына Т.С., Пауль А.В. // Изв. вузов. Физика. 2006. - Т.49, № 1. -С. 51-56.

30. Влияние ориентации кристаллов на эволюцию дислокационной структуры сплава Ni3Fe / Конева Н.А., Теплякова Л.А., Куницына Т.С., Козлов Э.В. // Особенности структуры и свойств перспективных материалов. Томск: НТЛ, 2006. - С. 323-347.

31. Конева Н.А., Теплякова Л.А., Куницына Т.С. Влияние ориентации оси сжатия на эволюцию дислокационной структуры монокристаллов упорядоченного сплава NisFe // Эволюция структуры и свойства металлических материалов. Томск: НТЛ, 2007. — С. 385^-00.

32. Localisation of Deformation in the Crl8Nil5 Austenitic Steel of Active Loading / Tepljakova L.A., Ignatenko L.N., Smook S.Yu., Gavriliuk V.G // High Nitrigen Steels. Proceedings of the 3rd Int. Conf., Kiev, 1993. Part I. -P. 234-241.

33. Структурные уровни и пластичность конструкционной стали / Теплякова JI.A., Игнатенко JI.H., Попова Н.А. и др. // Дефекты и физико-механические свойства металлов и сплавов. Барнаул, 1987. — С. 95— 102.

34. Стадии' пластической деформации, эволюция структуры и картина скольжения в сплавах с дисперсным упрочнением / Э.В. Козлов, Н.А. Попова, JI.H. Игнатенко и др. // Изв. вузов. Физика. — 1991. — №3. — С. 112-128.

35. Теплякова JI.A. Локализация деформации и превращения в дефектной подсистеме в сплавах с различным структурно-фазовым состоянием: Автореф. Дис. д. ф. -м. наук. — Томск, 1999. 43с.

36. Теплякова Л. А. Локализация деформации и превращения в дефектной подсистеме в сплавах с различным структурно-фазовым состоянием. Дис. д. ф.-м. наук. — Томск, 1999. 621с.

37. Vorbrugg W., Goetting H.Gh., Swink Ch. Work-hardening and surface investigations on copper single crustals oriented for multiple glide. // Phys.stat.sol., 1971.-V.46.-P. 257-264.

38. Влияние степени дальнего порядка на деформационное упрочнение моно- и поликристаллов сплава NisFe / Н. А. Конева, JI. А. Теплякова, В. А. Старенченко и др. // ФММ. 1979. - Т. 48, №3. - С. 613-621.

39. Макрофрагментация сдвига в монокристаллах сплава Ni3Fe при активной пластической деформации / JI.A. Теплякова, Т.С. Куницина, Н:А. Конева и др. // Физическая мезомеханика: 2000: - Т. 3, № 5. — С. 77-82.

40. Теплякова JI.A., Козлов Э.В. Формирование масштабно-структурных уровней локализации пластической деформации в металлических монокристаллах. I. Макроуровень // Физическая-мезомеханика. 2005. — Т.8, № 6. - С. 57-66.

41. Ориентировка границ плоских полос сдвига в монокристаллах Ni3Fe / М.п: Кащенко, JT.A. Теплякова, Д.В. Лычагин, А.В. Пауль // Изв. вузов. Физика. 1997. - №8. - С. 62-67

42. Теплякова JI.A., Лычагин Д.В., Козлов Э:В. Локализация сдвига при деформации монокристаллов алюминия.с ориентацией оси сжатия 001. // Физическая мезомеханика. 2002. — Т. 5, № 6. — С. 49-55.

43. Лычагин Д.В., Теплякова Л.А. Первичная макрофрагментация сдвига в-монокристаллах алюминия при сжатии // Письма в ЖТФ. 2003. - Т.29, №12.-С. 68-73.

44. Эволюция деформационного рельефа монокристаллов алюминия с осью сжатия 001. / Д.В.Лычагин, Л.А. Теплякова, Р.В. Шаехов и др. // Физическая мезомеханика. — 2003. Т. 6, № 3. - С. 75-83.

45. Лычагин Д. В. Фрагментация сдвига пластической деформации в металлических материалах с ГЦК- решеткой,// Физическая мезомеханика. — 2006. Т. 6, № 3. - С. 103-113.

46. Организация деформации в монокристаллах никеля с ориентацией4 оси сжатия 001. и боковыми гранями {110} / Д.В. Лычагин, В.А. Старенченко, Р.В. Шаехов и др. // Физическая мезомеханика. 2005. — Т. 8, №2. -С. 39-48.

47. Лычагин Д. В. Образование фрагментов сдвиговой деформации присжатии ГЦК монокристаллов // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. 2004. — № 1. — С. 112—119.

48. Лычагин Д. В. Макрофрагментация деформации ГЦК монокристаллов с высокосимметричными ориентировками // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. — 2005. — № 1. — С. 45-49.

49. Kear В.Н. Dislocation configuration and work-hardening in Cu3Au crystals // Acta Met. — 1964. V.12. - P. 555-570.

50. Pand C.S., Hazzledine P.M. Dislocation arrays in Cu-Al alloys. I, II. // Phil.Mag. 1971. - V.24. - P. 1039-1057.

51. Sastry S.M.L., Rramaswami. The plasticdeformation of 001. oriented disordered Cu3Au single crystals //Mat. Sci. and Eng. 1980. - V.43, №2. -P. 231-234. '

52. Karnthaler H.P., Schugerl B. Dislocation structures in plastically deformed, disordered Ni3Fe // Strength met. and alloys.-Aachen. 1980. - V.l. -P. 205-210.

53. Juni H., Hong S.J., Laird G. А ТЕМ study of dislocation structures in fatigued Cu -16% Al single crystals //Acta Met. 1990. -V.38, №11. -P. 2261-2274.

54. Тришкина Л.И., Конева H.A., Козлов Э.В. Сопротивление деформированию в Cu-Al и Cu-Mn сплавах // Субструктурное упрочнение металлов. -Киев. 1990. - С. 57-58.

55. Дударев Е.Ф., Корниенко Л.А., Бакач Г.П. Влияние энергии дефекта упаковки на развитие дислокационной субструктуры, деформационное упрочнение и пластичность ГЦК твердых растворов // Изв. вузов. Физика. 1991.-№3. - С. 35-46.

56. Куницына Т. CI Закономерности развития пластической деформации и формирование напряжения течения в монокристаллах сплав NiaFe, ориентированных для одиночного и двойного скольжения. Дисс. к. ф.-м. наук. Томск, 1997. — 124с.

57. Губкин С.И. Пластическая деформация^ металлов. М.:, Металлургия, 1961. Т. 1.-376с.

58. Harren S.V., Deve Н.Е., Asaro R.J. Shear band formation- in plane strain compression // Acta met. 1988. - V.36, №9. - P. 2435-2480.

59. Chang Y. W., Asaro R: J; An experimental study of shear localization in aluminum- cooper single: crystals // Acta Met. 1981. - V.29. - P. 241 -257.

60. Неоднородность пластической деформации в монокристаллах высокоазотистой стали / Данилов В.И., Баранникова С.А., Зуев Л.Б, Киреева ИВ. // ФММ: 1997. - Т. 83, №1. - С. 140-146.

61. Кристаллографические-аспекты макронеоднородного пластического течения металлических монокристаллов / Л.Б. Зуев, В.И. Данилов, G.A. Баранникова и др. // Кристаллография; 2001. - Т.46, №1. - С. 99-107.

62. Neuhauser H. Slip line formation and collective dislocation motion. In: Dislocation in solids. Amsterdam. - 1972. -V.8. - P. 319-440.

63. Ван Бюрен. Дефекты в кристаллах. — М.: ИЛИ, 1962. — 584с.

64. Бернер Р., Кронмюллер Г. Пластическая деформация монокристаллов. — М.: Мир, 1969.-272с.

65. Jasienski Z., Piatkowski A. Heterogeneites de deformation daus les monocris-taux de Cuivre et d'aluminium an cours de la traction // Archiwum hutnictwa, 1980. V.25, №3. - P. 295-323.

66. Hatherly M., Malin A.S. Shear bands in deformed metals // Scr. Met. 1984. -V.18.-P. 449-454.

67. Dillamore I. L. Lattice curvatures produced by the heavy deformation of polycrystals//Texture of Crystalline Solids. 1980. -V.l. - P. 41-56.

68. Jasienski Z., Piatkowski A. Shear Bands Formation in Copper Single Crystals During Plain Strain Compression // Stength of Metals and alloys ICSMA8, 1988.-V.l.-P. 367-372.

69. Урусовская A.A. Образование областей с переориентированной решеткой при деформации моно- и поликриссталлов // Некоторые вопросы физики пластичности кристалл. 1960. - №3. — С. 75-116.

70. Келли А., Гровс Г. Кристаллография и дефекты в кристаллах. — М.: Мир, 1974.- 495с.

71. Wilsdorf H., Kuhlmann-Wilsdorf D. The surface structures of deformed aluminum, copper, silver and alpha-brass and theoretical interpretation // Acta Met. 1953. -V.l. - 394p.

72. Seeger A., Diehl Т., Mader S., Rebstock H. Work-Hardening and Work-Softening of Face-Centred Cubic Metal Crystals // Phil. Mag. 1957. - №2. -P. 323-350.

73. Basinski Z.S., Basinski S.I. Dislocation distributions in deformed copper single crystals. // Phil. Mag. 1964. - V.9. - P. 51-80.

74. Washburn J., Murty G. Effect of initial dislocation density on the stress-strain curve and on surface indication of slip in cooper // Canadian Journal of Physics. 1967. - V.45. - P. 523-539.

75. Argon A.S., Brydges W. T. Deformation of copper in easy glide // Phil. Mag. 1968. — V.18, №154. — P. 817-837.

76. Ambrosi P., Schwink Ch. Slip line length of copper single crystals oriented along 100. and [111] // Scripta met. 1978. - V.12. - P. 303-308.

77. Mader S., Seeger U., Zeitz C. Plastic deformation and slip line studies of nickel single crystals // J. of Appl. Phys. 1963. - V.34. - P. 3368-3375.

78. Старенченко В.А., Черных JI.T., Иванова Н.Ю. Особенности деформационного рельефа глубокодеформированных монокристаллов Ni и Си. // Изв. Вузов. Физика. 1989. - №8. - С. 116-118.

79. Wilsdorf H.G.F., Fourie J.T. An experimental investigation of the mode of slip in oc-brass // Acta met. -1956. V.4. - P. 271-288.

80. Fourie J.T., Wilsdorf H.G.F. A study of slip lines in ос-brass as revealed by the electron microscope // Acta met. 1959. - V.7, №5. - P. 339-349.

81. Fourie J.T. The life history of individual slip lines during the plastic deformation of ос-brass single crystals // Acta met. 1960. — V.8. - P. 88-96.

82. Wang L.R., Margolin M. Slip in a stress gradient: multiple slip and cross slip in on alpha brass single crystal oriented for easy glide // Acta met. 1984. -V.32, №6. - P. 977-985.

83. Hashimoto К., Margolin H. The role of elastic interaction stresses on the onset of slip in policrystalline a-brass. I. Experimental determination of operating slip systems and qualitive analisis // Acta* met. 1983. — V.31. №5. — P. 773-785.

84. Fourie J.T., Dent N.G.G. The soft surface effect in deformated a-brass Cu-5.8 at.% AI // Acta met. 1972. - V.20, №11. - P. 1291-1296.

85. Rosi F.D. Stress-strain characteristics and slip band formation in copper-base slip band formation in copper-base alloy crystals // Jounal of materials science. 1973.-V.8.-P. 807-829.'

86. Szczerba M., Karbel A. Strain soffening and instability of plastic flow inj Cu-A1 single crystals // Acta met. 1987. - V.35, №5. - P: 1129-1135.

87. Старенченко B.A., Абзаев Ю.А., Конева H.A. Потеря устойчивости однородной пластической деформации монокристаллов NisGe // ФММ. — 1987. Т.67, №6. - С. 1178-1182.

88. Ковалевская Т.А., Григорьева Н.А., Арцруни А.А. Деформационный рельеф и пластическая деформация высокопрочного сплава Al-Zn-Mg // Пластическая деформация сплавов. Томск: ТГУ, 1986. - С. 194-202.

89. Korbel A., Martin P. Microstructural events of macroscopic strain localization in prestrained tensile specimens // Acta. met. 1988. - V.36, №9. -P.2575-2586.

90. Родионов Д.П., Счастливцев B.M., Хлебникова Ю.В. Кристаллографические особенности холодной пластической деформации закаленных псевдомонокристаллов конструкционных сталей // ФММ. 1994. - Т.78, №6.-С. 54-63.

91. Родионов Д.П., Счастливцев В.М. Стальные монокристаллы. Екатеринбург: УрО РАН, 1996. 273с.

92. Paul Н., Driver J. Н., Jasienski Z. Shear banding and recrystallization nuclea-tion in Cu-2%A1 single crystals // Acta mat. 2002. - № 50. - P. 815-830.

93. Wu X. M., Wang Z. G., Li G.Y. Cyclic deformation and strain burst behavior of Cu-7at.% Al and Cu-12at.% Al single crystals with different orientations // Mater. Sci. Eng. 2001. - P. 39-47.

94. Kim M.S., Hanada S., Watanabe S., Izumi O. Orientation dependence of deformation and fructure behavior in Ni3 (Al, Ti) single crystals at 973K // Acta met. 1988. -V36, №11. - P. 2967-2978.

95. Morii K., Nakajama. Shear bands and microstructure of Al single crystals during rolling//Scr. met. 1985. - V.19.-P. 185-188.

96. Shear band microtexture formation in twinned face centred cubic single crystals / H. Paul., J. H. Driver., C. Maurece., Z. Jasienski. // Mater. Sci. and Eng. -2003.-P. 178-191.

97. Kim M.S., Hanada S., Watanabe S., Jzumi O. Strength and fracture of single-crystalline Ni3(Al, Ti) and Ni3(Al, Та) intermetallic compaunds at 290K // Acta met. 1988. - V.36, №9. - P. 2615-2626.

98. Spitzig W.A. Deformation behavior of nitrogenated Fe-Ti-Mn and Fe-Ti single crystals//Acta met. 1981. - V.29. - P. 1359-1377.

99. Micro and macroscopic aspects of shear band formation in internally nitrided single crystals of Fe-Ti-Mn alloys / H. Deve, S. Harren, C. Mcullough, R.J. Asaro // Acta met. 1988. - V.36, №2. - P. 341-365.

100. Линейцев B.H., Чумляков Ю.И., Коротаев А.Д. Локализация пластической деформации в гетерофазных монокристаллах Cu-Ni-Al, Co-Ni-TI-AL // ФММ. 1987. - Т.63. №.6. - С. 1192-1199.

101. Клерборо Л.М., Харгривс М.Е. Упрочнение металлов //Успехи физики металлов. 1963. - Т.8. - С. 7-125.

102. Криштал М.М. Взаимосвязь неустойчивости и неоднородности пластической деформации. Закономерности и особенности прерывистой текучести (на примере Al-Mg сплавов). Дис. д. ф.-м. наук. — Москва, 2003. — 330с.

103. Криштал М.М. Неустойчивость и мезоскопическая неоднородность пластической деформации (аналитический обзор). Часть I: Феноменология зуба текучести и прерывистой текучести // Физическая мезомеханика. — 2004. Т.7, № 5. - С. 5-29.

104. Пауль А.В., Теплякова JI.A., Конева Н.А. Стадийность кривых течения и картина скольжения в монокристаллах сплава Ni3Fe с осью деформации 001. и [111] // Пластическая деформация сплавов. Томск: ТГУ, 1986. — С. 133-146.

105. Алюминий: свойства и физическое металловедение. Пер. с англ./ Под ред. Дж. Е. Хетча. М.: Металлургия, 1989. — 422с.

106. Ракин И.Г. Методика изучения следов скольжения // Кристаллография. 1965. - Т. 10, №3. - С. 389-398.

107. Розенберг В.М. Ползучесть металлов. — М.: Мир, 1967. 380с.

108. Горелик С.С., Расторгуев JI.H., Сканов Ю.А. Рентгенографический и электроннографический анализ металлов. — М.:ГНТИЛ, 1963. 256с.

109. Гинье А. Рентгенография кристаллов. -М.-.ГИФМЛ, 1961. 604с.

110. Уманский Я.С. Рентгенография металлов. — М.: Металлургия, 1967. — 236с.

111. Савицкая Л. К. Методы рентгеноструктурных исследований. — Томск. -ТГУ, 2003.-257с.

112. Русаков А.А. Рентгенография металлов. — М.: Атомиздат, 1977. — 475с.

113. Смирнов Б.И., Чуднова Р.С., Шпейзман В.В. Рентгенографическое исследование малоугловых и болыпеугловых разориентаций при ползучести кристаллов LiF // ФТТ. 2005. - Т.47, №10. - С. 1799-1805.

114. Теплякова JI.A., Лычагин Д.В., Беспалова И.В. Закономерности макрофрагментации деформации в монокристаллах алюминия с ориентацией оси сжатия 110. // Физическая мезомеханика. — 2004. — Т.7. № 6. — С. 63-78.

115. Теплякова Л.А., Беспалова И.В., Лычагин Д.В. Влияние степени деформации на развитие макрофрагментации сдвига в 110.- монокристаллах алюминия // Деформация и разрушение. М. - 2006. - Т. 1. — С. 104— 106.

116. Теплякова Л.А., Лычагин Д.В., Беспалова И.В. Особенности пространственной организации сдвига на макроуровне в 111.- монокристаллах алюминия // Физическая мезомеханика. 2006. - Т.9, № 2. - С. 63-71.

117. Теплякова Л.А., Беспалова И.В., Лычагин Д.В. Закономерности организации сдвиговой деформации в 001.-монокристаллах алюминия с боковыми гранями {100} при сжатии // Физическая мезомеханика. — 2006. — Т.9, №5.-С. 77-84.