Substructural transformations in Cu - 12 at.% Al single crystals with [001] deformation axis.pdf Введение Достижение одновременного повышения прочности и пластичности различных металлических материалов является предметом особого внимания многих исследователей [1-3], поскольку представляет чрезвычайно важное сочетание свойств для практического использования в реальных конструкциях. Одним из способов получения такого сочетания свойств является применение методов интенсивной пластической деформации, формирующих ультрамелкозернистое структурное состояние с одновременным получением высокой плотности когерентных двойниковых границ в структуре материала [4-7]. В твердых растворах поликристаллических сплавов Cu-Al, обладающих гранецентрированной кубической кристаллической решеткой (ГЦК), наряду с традиционными для этой структуры механизмами деформации наблюдается механизм двойникования [8, 9]. Наличие данного механизма приводит к особенностям субструктурных превращений по сравнению с материалами, в которых двойникование отсутствует. Это, в свою очередь, оказывает влияние на связь субструктурных превращений со стадиями деформации. Эволюция дефектной подсистемы сплавов Cu-Al различных составов при средних степенях деформации и связь субструктур со стадиями пластического течения достаточно детально были изучены на поликристаллах [10, 11]. В то же время указанные процессы практически не исследованы на монокристаллах системы Cu-Al, имеются лишь отдельные наблюдения дислокационной структуры [12, 13]. Для того, чтобы проанализировать механизмы и причины, приводящие к образованию двойниковых субструктур в процессе пластической деформации, необходимо проведение экспериментов на модельных материалах - монокристаллах. В этом случае можно проследить развитие структуры от состояния бездефектного или малодефектного материала, обладающего почти идеальной кристаллической решеткой, до структур с высокой плотностью двойников. К сожалению, в силу большой трудоемкости получения монокристаллов в научной литературе сведения, касающиеся деформации монокристаллов системы Cu-Al, крайне ограничены. В связи с этим в настоящей работе предполагается провести исследование взаимосвязи субструктур деформации со стадиями пластической деформации и выяснить вклад механизмов двойникования в процесс формирования субструктур и их влияния на стадии упрочнения на примере монокристаллов сплава Cu - 12 ат. % Al, деформируемых сжатием вдоль оси [001] при комнатной температуре. Материал и методы исследования Монокристаллы Cu - 12 ат. % Al были выращены методом Бриджмена на установке ОКБ-809З. После гомогенизирующего отжига при 1973 К в течение 50 ч из массивных монокристаллов вырезались образцы для механических испытаний (4×4×8 мм) с осью сжатия [001] и боковыми гранями (011). Ориентация кристаллов определялась съемкой Лауэграмм. Отклонение оси сжатия от направления [001] не превышало 2.5. Пластическую деформацию проводили при температуре Т = 293 К на испытательной машине типа «Инстрон» одноосным сжатием со скоростью 1.5 % мин-1. Сдвиговые напряжения рассчитывались по формуле  = æ, где  - внешнее приложенное напряжение, æ - фактор Шмида первичной октаэдрической системы скольжения. Дислокационная структура исследовалась на образцах в виде тонких фольг на просвечивающем электронном микроскопе ЭМВ-100-АК, снабженным гониометром с углом наклона 30. Фольги толщиной 0.3-0.4 мм вырезались электроискровым способом из деформированных монокристаллов Cu - 12 ат. % Al, далее механически утонялись до 0.1 мм, а затем производилось их окончательное утонение в электролите. Результаты эксперимента и выводы Кривая деформации и стадии деформации. Исследуемый сплав Cu - 12 ат. % Al является твердым раствором на основе меди. Он обладает ГЦК-решеткой. Кривая деформации исследуемого сжатием вдоль оси [001] при комнатной температуре монокристалла Cu - 12 ат. % Al показана на рис. 1. Она имеет характерный для монокристаллов вид и состоит из трёх стадий: первая стадия (стадия I) протяженностью от  = 0 до 0.09-0.10 деформации, вторая (стадия II) - от  = 0.20 до 0.40 и третья (стадия III) распространяется от  = 0.40 вплоть до 0.60. Можно условно также выделить переходную стадию от первой ко второй (стадия I-II). Её протяженность начинается от  ~ 0.10 деформации до  ~ 0.23 (рис. 1). Рис. 1. Кривая деформации монокристалла Cu - 12 ат. % Al при Т = 293 К. Ось сжатия [001] Каждая стадия связана с особенностями формируемых при деформации систем разнообразных типов дефектов. Совокупность их элементов определяет механизмы деформации материала в разных деформационных интервалах. Выявление дефектов, возникающих на разных стадиях деформации, проводилось исследованием дислокационной структуры методами электронной трансмиссионной микроскопии. Дислокационная структура. Изучение дислокационной структуры показало, что на первой стадии пластической деформации в исследуемых монокристаллах Cu - 12 ат. % Al формируется сетчатая дислокационная структура, которая в дальнейшем оказывается доминирующим элементом структуры на протяжении переходной стадии (стадия I-II) и стадии II деформационного упрочнения (рис. 2). Сетчатая дислокационная структура имеет свои характерные черты для каждой стадии. На стадии I она состоит из полигональных дислокационных сеток, содержащих мультипольные конфигурации дислокаций и хаотически распределенные в плоскостях скольжения дислокации (рис. 2, а). Возрастание деформации до значений, соответствующих переходной стадии упрочнения, приводит к постепенному исчезновению полигональных ceток и мультипольных конфигураций. Здесь преимущественно наблюдается формирование сетчатой структуры с хаотическими сетками (рис. 2, б). Рис. 2. Панорамные электронно-микроскопические картины дислокационных структур: а - стадия I деформации монокристалла Cu - 12 ат. % Al при Т = 293 К, ε = 0.09; б - переходная стадия (I-II) деформации монокристалла Cu - 12 ат. % Al при Т = 293 К, ε = = 0.18; в - стадия II деформации монокристалла Cu - 12 ат. % Al при Т = 293 К, ε = 0.25. Ось сжатия [001] На стадии II в формирующейся дефектной структуре наблюдается принципиально новый элемент. Этот тип дефекта получил в литературе название полосовой структуры [14]. С развитием деформации на второй стадии упрочнения происходит увеличение доли полосовой структуры, которая достигает значений 0.4-0.5 (рис. 2, в). Таким образом, к середине второй стадии дефектная структура состоит преимущественно из двух элементов, а именно из полосовой структуры и дислокационных сеток. К концу второй стадии в дефектной структуре, наряду с областями, занятыми ceтчатой и полосовой структурами, появляются области, содержащие микродвойниковые прослойки (рис. 3). Рис. 3. Панорамные электронно-микроскопические картины дислокационной структуры стадии II деформации монокристалла Cu - 12 ат. % Al при Т = 293 К, ε = 0.31. Ось сжатия [001] Увеличение деформирующих напряжений до значений, соответствующих третьей стадии, стимулирует процесс образования микродвойников, и уже в начале стадии III системы микродвойников оказываются преимущественным элементом дефектной структуры. При этом промежутки между микродвойниками заполняются хаотической сетчатой структурой с высокой плотностью дислокаций (рис. 4). Рис. 4. Панорамные электронно-микроскопические картины дислокационной структуры стадии III деформации монокристалла Cu - 12 ат. % Al при Т = 293 К, ε = 0.53. Ось сжатия [001] Дефектная структура изученного сплава, описание которой приведено выше, представлена в виде диаграммы на рис. 5, где для каждой из исследованных деформаций отложены доли наблюдаемых субструктур. Рис. 5. Диаграмма долей субструктур деформации монокристалла Cu - 12 ат. % Al: 1 - полигональные дислокационные сетки; 2 - мультипольные дислокационные сетки; 3 - хаотическая; 4 - сетчатая; 5 - микрополосовая; 6 - микродвойниковая; Т = 293 К, ось сжатия [001] Анализ наблюдаемых при разных степенях деформации дислокационных субструктур показывает, что каждая стадия деформационного процесса определяется специфическим набором этих субструктур. Только совокупность различных типов носителей деформации с превалирующей долей субтруктуры, характерной для данной стадии, формирует особенности стадии. Следует отметить, что характерные для стадии элементы деформации зарождаются в предыдущей стадии. Накопление доли соответствующей дислокационной субструктуры приводит к появлению новой стадии. Таким образом, отсутствует четкая граница перехода от одной стадии к другой. Она размывается на определенный интервал деформаций, о чем свидетельствует протяженная область между первой и второй стадиями. Заключение В работе проведено детальное исследование взаимосвязи субструктур деформации со стадиями пластической деформации монокристаллов сплава Cu - 12 ат. % Al с ориентировкой оси сжатия [001] при комнатной температуре. Получены панорамные электронно-микроскопические изображения микроструктур, сформированных на разных стадиях деформации монокристалла. Выявлены существенные отличия эволюции субструктур деформации сплава Cu - 12 ат. % Al от традиционных схем превращений в ГЦК-монокристаллах. Во-первых, не обнаружены ячеистые субструктуры на стадии II деформации. Во-вторых, переход к стадии III связан с вовлечением в деформацию особого механизма - микродвойникования. Это отличает эволюцию субструктур данного сплава от субструктурных превращений, наблюдаемых для монокристаллов чистого Ni [15], где переход к третьей стадии ассоциируется с формированием полосовых субструктур. Можно полагать, что микродвойникование снижает интенсивность деформационного упрочнения и приводит к отклонению от линейного упрочнения, уменьшению коэффициента упрочнения и переходу к третьей стадии.

Скачать электронную версию публикации