Макроскопическая локализация пластической деформации при растяжении сплавов Cu-Ni | Известия вузов. Физика. 2022. № 6. DOI: 10.17223/00213411/65/6/61

Макроскопическая локализация пластической деформации при растяжении сплавов Cu-Ni

Изучено влияние содержания никеля в промышленных медно-никелевых сплавах (манганин, мельхиор, константан, монель) на механические свойства и параметры макроскопической локализации пластической деформации при одноосном растяжении. Методом цифровой спекл-фотографии исследована эволюция локализации пластической деформации на площадке текучести и стадиях параболического деформационного упрочнения. Изучено влияние содержания Ni на начало и продолжительность стадий параболического деформационного упрочнения. Установлена зависимость пространственного периода локализации пластической деформации (длины автоволны локализованной пластичности) сплавов от содержания Ni в исследуемых материалах.

Macroscopic localization of plastic deformation under loading of Cu-Ni alloys.pdf Введение Детали и элементы конструкций в сложных эксплуатационных условиях под силовыми и термическими воздействиями часто испытывают не только упругие, но и пластические деформации. Для создания моделей упрочнения и разрушения материалов на микро-, мезо- и макромасштабных уровнях необходимо детальное изучение накопления дефектов при деформации металлов и выявление факторов, влияющих на эти процессы. Многочисленные микроструктурные исследования механизмов пластической деформации гранецентрированных кубических (ГЦК) металлов, особенно чистых Cu и Cu-сплавов, в условиях статического и циклического нагружения [1-3] показали, что ГЦК-металлы разделяются на два типа с различно развивающейся дислокационной структурой - ячеистой (в чистых Cu и Al) и планарной (в концентрированных сплавах Cu-Al и Cu-Zn). С повышением содержания Al и Zn в сплавах Cu-Al и Cu-Zn энергия дефекта упаковки (ЭДУ) значительно понижается, что приводит не только к увеличению расщепления дислокаций, но и способствует образованию планарных дислокационных структур и подавлению поперечного скольжения [1, 4]. Для сплавов Cu-Ni, наоборот, повышение содержания Ni приводит к увеличению ЭДУ [4-6] и сопровождается переходом от планарной к ячеистой дислокационной структуре, связанной с поперечным скольжением винтовых дислокаций. Таким образом, экспериментальные факты понижения ЭДУ в концентрированных сплавах на основе Cu лежат в основе объяснения различия в механизмах деформации, упрочнения и разрушения. К настоящему времени надежно установлено [7-10], что пластическое течение в условиях активного нагружения и ползучести в моно- и поликристаллических металлах и сплавах, которые деформируются за счет дислокационного скольжения, двойникования и деформационно-индуцированного фазового превращения, всегда протекает локализованно в форме автоволновых процессов. Однако влияние твердорастворного упрочнения на эффекты макроскопической локализации пластической деформации сплавов практически оставалось неизученным. Ранее [7] было исследовано влияние атомов внедрения азота на макроскопическую локализацию пластической деформации в монокристаллах хромоникелевого аустенита и была установлена обратно пропорциональная зависимость скорости автоволн локализованной пластической деформации от коэффициента деформационного упрочнения на стадиях линейного деформационного упрочнения. Настоящая работа посвящена исследованию стадийности и локализации пластического течения медно-никелевых сплавов, диаграмма состояния которых характеризуется образованием в процессе кристаллизации непрерывного ряда ГЦК-твердых растворов [11-13]. Поэтому при изучении деформационного поведения сплавов системы Cu-Ni следует ожидать влияния твердорастворного упрочнения на характер локализации пластической деформации. Повышение содержания Ni значительно повышает механические и термоэлектрические свойства, а также коррозионную стойкость Cu-Ni-сплавов. Материалы и методики исследований Исследования локализации пластической деформации были выполнены на Cu-Ni-сплавах, химический состав которых приведен в табл. 1. Механические испытания на одноосное растяжение плоских образцов в форме двусторонней лопатки с размером рабочей области 50×10×2 мм проводили на универсальной испытательной машине Walter+Bai LFM-125 при комнатной температуре и при скорости подвижного захвата 0.2 мм/мин. Для снятия внутренних напряжений перед испытаниями образцы отжигались в вакууме при 600 °С (манганин и мельхиор) и 950 °С (константан и монель) в течение 1.5 ч. Микроструктуру материалов определяли методом оптической металлографии на микроскопе Neophot-21. Стандартная методика приготовления металлографического шлифа включала в себя механические шлифовку и полировку, а также травление шлифа для выявления границ зерен с использованием травителя (100 мл 0.4%-го KMnO4 + 10 мл H2SO4). Таблица 1 Химический состав (мас.%) исследуемых сплавов Сплав Cu Ni Mn Примеси Манганин (МНМц3-12) 82.1-86.0 2.5-3.5 11.5-13.5 До 0.9 Мельхиор (МН19) 78.5-82.0 18.0-20.0 до 0.3 До 0.9 Константан (МНМц40-1.5) 56.1-60.0 39.0-41.0 1.0-2.0 До 0.9 Монель (МН60) 39.0-41.0 59.0-61.0 - До 0.9 Параметры кристаллической решетки сплавов определяли методом рентгеноструктурного анализа на приборе ДРОН-7 ЦКП «НАНОТЕХ» ИФПМ СО РАН с использованием излучения СoKα. Сканирование выполняли по точкам с шагом 0.05° (обзорная дифрактограмма) и 0.02° (в дальних углах для уточнения параметра ячейки), время накопления в каждой точке 3 и 10 с соответственно, в интервале углов 2θ = 20-160°. Индицирование фаз проводили путем сопоставления положений и интенсивностей дифракционных пиков с данными картотеки JCPDS. Механические испытания дополнялись использованием измерительного комплекса ALMEC-tv, предназначенного для цифрового анализа полей деформаций методами цифровой корреляции изображений (Digital Image Correlation, DIC) и цифровой статистической спекл-фотографии (Digital Statistical Speckle Photography, DSSP) [14]. Последняя имеет на порядок бóльшие временное и пространственное разрешения, чем DIC. Это позволило in situ наблюдать паттерн локализованной пластичности, который является в этом случае основной характеристикой деформационных процессов в исследуемых сплавах, и получать количественную информацию о распределении компонент тензора пластической дисторсии по деформируемому образцу и их временнoй эволюции. Для анализа использовались пространственные распределения локальных деформаций (зависимости положения центральной точки максимума локальных удлинений xx вдоль оси растяжения или от времени). Они содержат количественную информацию о величинах скоростей движения, пространственных периодов зон локализации деформации и режимах их движения. Экспериментальные результаты и их обсуждение Медь образует с никелем непрерывный ряд твердых растворов [11]. На дифрактограммах образцов в области 2θ = 40-140° фиксируются рефлексы, характерные для ГЦК-решетки (рис. 1, а). Для всех исследованных сплавов были отмечены только основные рефлексы Cu и Ni, что подтверждает однофазную структуру изученных сплавов. Как показано на рис. 1, б, зависимость параметра кристаллической решетки а от атомного содержания Ni для Cu-Ni-сплавов оказалась практически линейной, т.е. соответствующей закону Вегарда [15]. При этом положение точки 1 на графике (манганин, повышенное содержание Mn) было скорректировано расчетным путем. Рис. 1. Дифрактограммы (а) и параметр кристаллической решетки (б) для манганина (1), мельхиора (2), константана (3) и монеля (4) Типичная полиэдрическая зернистая микроструктура исследуемых сплавов показана на рис. 2. Средний размер зерен d исследуемых сплавов после отжига представлен в табл. 2. Рис. 2. Микроструктура сплавов: константан (а), монель (б) На рис. 3 представлены зависимости действующих напряжений и коэффициента деформационного упрочнения от общей деформации для исследованных Cu-Ni-сплавов в области упругих, пластических деформаций и разрушения (рис. 3, а, кривые 1-4). Для чистой меди предел текучести составил T = (50±2.5) МПа, предел прочности - B = (185±3.0) МПа, относительное удлинение до разрыва - = (52±2.0)%. Механические характеристики Cu-Ni-сплавов представлены в табл. 2, из которой видно, что рост содержания Ni увеличивает прочность без существенного снижения пластичности, за исключением манганина, в котором содержание Mn превышает содержание Ni. Рис. 3. Деформационные кривые (а) и зависимость коэффициента деформационного упрочнения от общей деформации (б) для манганина (1), мельхиора (2), константана (3) и монеля (4) Таблица 2 Механические характеристики материалов и стадийность пластического течения Cu-Ni-сплавов Сплав (размер зерна, мкм) Продолжительность стадий деформационного упрочнения, % Механические характеристики Площадка текучести Линейная Параболическая Предразрушение T, МПа B, МПа , % Манганин (64.5±5.5) - - 18.5-27.8 - 230.0±3.0 462.0±5.0 31.3±0.3 Мельхиор (109.9±6.1) - - 24.5-34.8 34.8-38.0 85.0±2.5 362.0±4.0 48.0±2.0 Константан (91.7±4.2) 0.43-0.58 2.4-15.3 33.4-41.0 - 110.0±2.0 423.0±4.0 47.4±0.8 Монель (85.4±6.3) - - 37.2-43.0 - 105.0±2.5 363.0±4.0 49.0±3.2 Как известно [16], стадии деформационного упрочнения независимо от природы определяющих их механизмов, можно выделить, аппроксимируя кривую пластического течения эмпирическим уравнением Людвика (1) Здесь σ - напряжение; ε - деформация; K и σ0 - эмпирические константы, определяемые дислокационными механизмами деформации; n - показатель упрочнения [16]. Анализ стадийности показал (табл. 2), что во всех исследуемых сплавах зафиксирована стадия параболического деформационного упрочнения (n = 0.5) и стадии предразрушения (n < 0.5). Однако в константане стадии параболического упрочнения предшествуют площадка текучести (n = 0 ) и стадия линейного деформационного упрочнения (n = 1). Наличие площадки текучести характерно для сплавов с низкой ЭДУ. Как показано в [1], увеличение содержания Ni приводит к увеличению ЭДУ от 40 мДж/м2 для чистой Cu до 100 мДж/м2 при содержании 40 ат.% Ni в константане и формированию преимущественно ячеистой дислокационной субструктуры. Однако в системах Cu-Ni в определенной области концентраций Ni при относительно низких температурах возможно появление кластеров ближнего порядка [13]. Поэтому наличие площадки текучести и стадии линейного деформационного упрочнения в константане, возможно, связано с различием в структурных состояниях и наличием плоских скоплений дислокаций, вызванных образованием кластеров в зависимости от степени ближнего порядка. Установлено, что продолжительность стадии параболического деформационного упрочнения сплавов зависит от содержания никеля. С его увеличением параболическая стадия начинается при больших значениях общих деформаций (табл. 2), растут также коэффициент деформационного упрочнения (рис. 3, б) и предел прочности. Распределения локальных деформаций в процессе растяжения регистрировались с применением методов DIC и DSSP. Это позволило следить за развитием зон локализации пластической деформации на дисплее комплекса ALMEC-tv. Анализ распределений локальных удлинений хх в константане показал, что локализация пластической деформации на площадке текучести связана с рождением и расширени¬ем двух полос Людерса, т.е. с движением ее фронтов (рис. 4, а), где деформируемая среда переходит из упругого в пластичное состояние [16]. Рис. 4. Локализация пластической деформации на площадке текучести для константана: распределение локальных удлинений хх (а); кинетическая диаграмма движения фронтов 1 и 2 (б) Количественную информацию об этом процессе дают результаты анализа X-t-диаграммы движения фронтов Людерса в образце, представленные на рис. 4, б, который показывает, что распределения деформационных фронтов на площадке текучести отвечали макроскопической зоне локализованной деформации (полосе Людерса) (1), зародившейся вблизи неподвижного захвата испытательной машины. Фронт этой полосы двигался от неподвижного захвата машины со скоростью ~ 5.5 10-4 м/с. Позднее вблизи верхнего захвата машины зародилась вторая полоса локализованной деформации (2), фронт которой двигался со скоростью ~ 5.0 10-4 м/с. При этом скорость ранее появившегося фронта 1 уменьшилась примерно в 2 раза, как это отмечалось ранее [17] при анализе движения фронтов Людерса в железе. После встречи и аннигиляции фронтов 1 и 2 площадка текучести заканчивалась. Для всех исследованных Cu-Ni-сплавов на стадиях параболического деформационного упрочнения в регистрируемых интервалах деформация по образцу распределена неоднородно. На картинах распределений локальных деформаций наблюдается система эквидистантно расположенных очагов локализации пластической деформации, которые являются стационарными и характеризуются пространственным периодом - расстоянием между максимумами локальных удлинений вдоль оси растяжения = (3-4.5)±1 мм (рис. 5, а). Для увеличения точности определения положений вдоль оси растяжения стационарных максимумов локальных удлинений были просуммированы значения хх на исследуемых участках стадии параболического деформационного упрочнения. Установлено, что период коррелирует с содержанием Ni в исследуемых сплавах. На рис. 5, б приведена линейная зависимость длины автоволны локализованной пластичности (нормированной на вектор Бюргерса b) от содержания никеля в исследованных сплавах. Величину вектора Бюргерса рассчитывали по параметру ГЦК-кристаллической решетки b = . Анализируя полученные результаты, отметим, что между периодом локализации деформации и характерным размером дислокационной субструктуры (для ячеисто-сетчатой дислокационной структуры) существует линейная корреляция, установленная для сплавов Zr-Nb. Поэтому изменение периода локализации пластической деформации в сплавах обусловлено эволюцией дислокационных ансамблей. В исследуемых твердых растворах Cu-Ni при увеличении содержания Ni имеются различные вклады в сопротивление деформированию, связанные с формированием различных субструктур, создающих субструктурное упрочнение, и на значительном интервале степеней деформации создается и развивается ячеистая субструктура. В Cu-Ni-сплавах пространственный размер дислокационных структур непрерывно уменьшается с увеличением содержания Ni [1] и это отражается на макроскопической характеристике периода локализации пластической деформации. Рис. 5. Распределение локальных удлинений хх на параболической стадии деформационного упрочнения для манганина (а); зависимость периода локализации пластического течения , нормированного на вектор Бюргерса, на параболической стадии пластического течения в медно-никелевых сплавах от содержания никеля (б) Блоки ячеистой структуры и протяженные дислокационные стенки способствуют координации локальных поворотов кристаллитов и более равномерному распределению локальных концентраций напряжений и деформаций, приспосабливаясь к большим пластическим деформациям. Следовательно, сплавы Cu-Ni демонстрируют повышенную прочность с сохранением высокой пластичности при увеличении содержания никеля. Заключение В результате механических испытаний Cu-Ni-сплавов установлено, что никель (от 3 до 60%) существенно упрочняет медь, но при этом показатели пластичности мельхиора, константана и монеля практически не меняются, за исключением манганина, в котором содержание Mn превышает содержание Ni. Применение метода корреляции цифровых спекл-изображений позволило исследовать процесс макроскопической локализации пластической деформации в режиме реального времени при одноосном растяжении концентрированных Cu-Ni-сплавов. Показано влияние содержания Ni на начало и продолжительность стадии параболического деформационного упрочнения для всех исследованных сплавов. Экспериментально установлена линейная зависимость периода локализации пластической деформации от содержания Ni, которая связана с изменением пространственных размеров дислокационных структур.

Ключевые слова

локализация деформации, медно-никелевые сплавы, микроструктура, механические испытания, цифровая спекл-фотография

Авторы

ФИООрганизацияДополнительноE-mail
Надежкин Михаил ВладимировичИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНк.т.н., науч. сотр. ИФПМ СО РАНmvn@ispms.ru
Баранникова Светлана АлександровнаИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНд.ф.-м.н., ведущ. науч. сотр. ИФПМ СО РАНbsa@ispms.ru
Перовская Марина ВладимировнаИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНк.т.н., науч. сотр. ИФПМ СО РАНmv_perovskaya@inbox.ru
Попова Екатерина АлександровнаИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНинженер ИФПМ СО РАНpopova@ispms.ru
Всего: 4

Ссылки

Wang Z.Y., Han D., Li X.W. // Mat. Sci. Eng.: A. - 2017. - V. 679. - P. 484-492.
Kim H., Hong S.I. // Mater. Des. - 2015. - V. 67. - P. 42-49.
Sun Y.F., Fujii H., Nakamura T., et al. // Scripta Mater. - 2011. - V. 65. - P. 489-492.
Weisbra B., Skibinski W. //j. Alloys.Compd. - 2016. - V. 687. - P. 104-108.
San X.Y., Liang X.G., Chen L.P., et al. // Mat. Sci. Eng.: A. - 2011. - V. 528. - P. 7867-7870.
Bryukhanov I.A. // Int. J. Plast. - 2020. - V. 135. - P. 102834.
Barannikova S.A., Nadezhkin M.V., Mel'nichuk V.A., Zuev L.B. // Tech. Phys. Lett. - 2011. - V. 37. - No. 8. - P. 793-796.
Zuev L.B., Barannikova S.A., Danilov V.I., Gorbatenko V.V.// Prog. Phys. Met. - 2021. - V. 22. - No. 1. - P. 3-57.
Zuev L.B., Barannikova S.A. // Crystals. - 2019. - V. 9. - No. 458. - P. 1-30.
Зуев Л.Б., Хон Ю.А. // Физич. мезомех. - 2021. - Т. 24. - № 6. - С. 5-14.
Chakrabarti D.J., Laughlin D.E., Chen S.W., Chang Y.A. // Phase Diagrams of Binary Nickel Alloys / ed. P. Nash. - Ohio: ASM International, Materials Park, 1991. - P. 22-25.
Cao Y.Z., Zhao X.S., Tn W.D., et al. // Mat. Sci. Eng.: A. - 2016. - V. 676. - P. 241-245.
Kear G., Barker B.D., Stokes K., Walsh F.C. //j. Appl. Electr. - 2004. - V. 34. - P. 659-669.
Zuev L.B., Gorbatenko V.V., Pavlichev K.V. // Meas. Sci. Tech. - 2010. - V. 21. - No. 5. - P. 054014.
Кристиан Дж. Теория превращений в металлах и сплавах. - М.: Мир, 1978. - 806 с.
Pelleg J. Mechanical Properties of Materials. - Dordrecht: Springer, 2013. - 634 p.
Зуев Л.Б., Данилов В.И. Горбатенко В.В. // ЖТФ. - 2021. - Т. 91. - Вып. 2. - С. 267-273.
 Макроскопическая локализация пластической деформации при растяжении сплавов Cu-Ni | Известия вузов. Физика. 2022. № 6. DOI: 10.17223/00213411/65/6/61

Макроскопическая локализация пластической деформации при растяжении сплавов Cu-Ni | Известия вузов. Физика. 2022. № 6. DOI: 10.17223/00213411/65/6/61