Закономерности пространственной организации сдвиговой деформации в [001]-монокристаллах Ni3Fe на макроуровне

В ряду однофазных ГЦК твердых растворов поведение сплава Ni3Fe при пластической деформации, по-видимому, изучено наиболее полно. Для моно- и поликристаллов этого сплава получены кривые течения [1-3] и выявлена их стадийность [3]. В сплаве с дальним порядком установлена структура основного носителя сдвига на мезоуровне -сверхдислокации, состоящей из четырех дислокаций Шокли [4, 5]. Выявлены закономерности эволюции дислокационной структуры с деформацией, идентифицированы типы субструктур и установлена их связь со стадийностью кривых течения [3, 6, 7]. Изучено влияние степени дальнего атомного порядка и температуры испытания на характеристики деформационного упрочнения моно- и поликристаллов [8, 9].

В последние годы исследование пластического поведения этого сплава проводилось преимущественно на монокристаллах [10-15]. Это неудивительно, так как монокристаллы являются не только удобным, но и наиболее информативным объектом исследования многоуровневого характера пластической деформации [16]. Для них хорошо определяется геометрия сдвига, что позволяет количественно описать процесс пластической деформации на различных масштабно-структурных уровнях. Для монокристаллов сплава Ni₃Fe, ориентированных для одиночного скольжения, изучена картина следов скольжения на разных стадиях кривой течения [11]. На основе статистической обработки количественных характеристик картины следов скольжения установлено самоподобие организации сдвиговой деформации в первичной плоскости скольжения в интервале масштабов, различающихся на три порядка. Показано, что создание в сплаве дальнего атомного порядка приводит к изменению характера распределения следов скольжения от кластеризованного к однородному на всех экспериментально выявленных масштабно-структурных уровнях пластической деформации [11]. Для этой же ориентировки монокристаллов сплава в разупорядоченном состоянии обнаружена макрофрагментация сдвиговой деформации, являющаяся отражением неоднородности ее протекания с самого начала [13].

Таким образом, все накопленные к настоящему времени экспериментальные данные, несомненно, важны для понимания закономерностей пластической деформации как сплава Ni3Fe, так и других металлов и сплавов с ГЦК-решеткой. Однако большинство этих данных получено для какого-либо одного масштабного уровня, как правило мезоуровня. Между тем из-за неоднородного протекания пластической деформации представительным объемом для монокристаллов является весь его объем. Отсюда ясно, что адекватное описание пластического поведения монокристаллов необходимо проводить в интервале масштабов от макро- до микро-, то есть во всем физически обоснованном интервале масштабов. В последние годы стали активно разрабатываться модели пластичности, учитывающие многоуровневый, иерархически организованный характер пластической деформации в ГЦК-поли-и даже монокристаллах [17-19].

Кажется естественным, что экспериментальное исследование многоуровневой пластической деформации должно начинаться с макроскопического уровня. Однако исторически сложилась так, что имен- но для макромасштабного уровня закономерности организации сдвиговой деформации в монокристаллах вообще и сплава Ni3Fe в частности мало изучены [13, 20]. В настоящей работе будут представлены результаты такого исследования, выполненного на [001]-монокристаллах сплава Ni3Fe с ближним атомным порядком.

1.    Материал и методы исследования

Монокристаллы имели форму параллелепипеда с ребрами 3 x 3 x 6 мм³. Деформация осуществлялась сжатием до небольших степеней деформации ( а< 0,1) при комнатной температуре со скоростью 3х10^-4с^-1 вдоль кристаллографического направления [001]. Все боковые грани монокристаллов имели ориентацию {100}. Для воссоздания пространственной организации сдвига в объеме монокристалла картину деформационного рельефа исследовали на всех его свободных гранях. Снимки поверхности граней монокристаллов, предварительно отполированных и продеформированных, были получены с помощью оптического микроскопа МИМ-10 при непосредственном выводе изображения на компьютер. Проводились прицельные измерения ширины следов и расстояний между соседними следами сдвига при увеличении 200 крат.

2.    Кристаллогеометрия монокристаллов

Исследованные в настоящей работе монокристаллы нагружались сжатием вдоль оси симметрии четвертого порядка - [001]. Боковые грани кристаллов также имели кубическую ориентацию (рис. 1). Монокристаллы ГЦК металлов и сплавов в выбранной кристаллогеометрической установке обладают наиболее высокой симметрией из всех возможных сочетаний ориентаций оси нагружения и граней монокристалла. Равнонагруженными в этом случае являются восемь октаэдрических систем скольжения. На рис. 1, а приведена схема, иллюстрирующая ориентацию октаэдрических плоскостей в таких монокристаллах относительно оси нагружения и граней образца. Видно, что все плоскости {111} имеют выходы на две свободные грани монокристалла за исключением плоскостей, проходящих через вершины образца, которые пересекают все его свободные грани (рис. 1, б). Другими словами, в рассматриваемых монокристаллах невозможно выделить ни объёма «стесненного» сдвига, в котором плоскости {111} контактируют с обоими пуансонами испытательной машины, как в [111] -монокрис- таллах алюминия [21], ни объема, в котором они пересекают все свободные грани монокристалла, как это, например, имело место для монокристаллов алюминия с осью сжатия [001] и гранями {110} [22].

(100)                                (ЮО)

а                     б

Рис. 1. Кристаллогеометрия ГЦК-монокристалла с ориентацией оси сжатия [001] и боковыми гранями {100}: а - кристаллографическая схема расположения плоскостей {111}; б - ориентация одной из равнонагруженных плоскостей, проходящей через вершины монокристалла

В исследованных в настоящей работе монокристаллах с осью сжатия [001] и гранями {100} четыре плотноупакованные плоскости пересекаются с вертикальными гранями по двум взаимно перпендикулярным линиям, совпадающим с плотноупакованными направлениями (см. рис. 1, а ). Тогда на каждой из граней при деформировании можно ожидать появления двух ортогональных систем следов октаэдрического сдвига. При этом каждая из них образует угол 45° с вертикальными ребрами.

3.    Закономерности макрофрагментации сдвиговой деформации

На рис. 2 представлены оптические снимки деформационного рельефа, образованного на всех боковых гранях монокристалла Ni₃Fe при £ = 0,05. Анализ совокупной картины сдвига на свободных гранях деформированных до степеней деформации £ <  0,1 монокристаллов показал, что на каждой из них, как и следовало ожидать, формируются по две системы следов сдвига, близко ориентированных двум выходам четырех равнонагруженных октаэдрических плоскостей. Как видно из рис. 2, в , локальных участках граней чаще наблюдается одна система следов сдвига, чем пересекающиеся системы следов. Это свидетельст-

Закономерности пространственной организации сдвиговой деформации вует о развитии в исследованных монокристаллах макрофрагментации сдвиговой деформации. Установление формы фрагментов сдвиговой деформации, как правило, является непростой задачей, поскольку макрофрагмент сдвига представляет собой объемный структурный элемент монокристалла и на поверхности деформированного монокристалла можно наблюдать лишь сечение макрофрагмента плоскостью грани. Поэтому, исследуя картину деформационного рельефа на одной грани монокристалла, невозможно получить представление о его форме. Это позволяет сделать только анализ картины сдвига на всех свободных гранях. Однако в случае [001]-монокристаллов с гранями {100} результаты даже такого анализа не являются однозначными, так как каждая система следов октаэдрического сдвига на любой из свободных граней монокристалла может быть образована сдвигом по двум пересекающимся октаэдрическим плоскостям. Ситуация особенно усложняется, если сдвиг, зародившись внутри кристалла, выходит только на одну боковую грань.

Рис. 2. Оптические снимки деформационного рельефа, сформированного на свободных гранях монокристалла Ni 3 Fe с ближним атомным порядком при £ = 0,05

Заметим, что отсутствие объема облегченного сдвига для каждого из равнонагруженных семейств плоскостей {111} в [001]-монокрис-таллах предопределило невозможность макролокализации сдвиговой деформации путем сдвига по макропачкам плоскостей сдвига, пересекающим монокристалл насквозь, как это происходит в монокристаллах с той же ориентацией оси сжатия, но с боковыми гранями {110} [22]. Вышеназванный факт свидетельствует о том, что для пространственной организации сдвиговой деформации на макроуровне при сжатии важным является не только кристаллографическая ориентация оси нагружения, но и ориентация граней монокристалла.

Интересен сопоставительный анализ картины макрорельефа для сплава Ni3Fe и алюминия [23]. Эти два материала существенно различаются величиной модуля сдвига и энергии дефекта упаковки, в то время как кристаллогеометрические характеристики монокристаллов и условия их нагружения были идентичными.

В [001]-монокристаллах Ni₃Fe уже при малых значениях а также развивается макрофрагментация сдвиговой деформации, и ее закономерности, в общем, аналогичны закономерностям, характерным для [001]-монокристаллов алюминия [23]. Однако следует отметить некоторые отличия.

• 1.    В монокристаллах Ni₃Fe обнаруживается заметная асимметрия сдвига. Об этом, в частности, свидетельствует неидентичность картин сдвига на четырех идентичных гранях монокристалла. Один из первичных макрофрагментов существенно крупнее остальных. Если в аналогичных монокристаллах алюминия почти все следы сдвига начинаются от вертикальных ребер и «затухают» к середине граней, то в монокристаллах Ni₃Fe в крупном макрофрагменте могут распространяться до противоположного ребра.

• 2.    Подавляющее большинство следов сдвига в монокристаллах Ni₃Fe прямолинейны. Они образованы сдвигом по плоскостям {111}. В монокристаллах алюминия много криволинейных следов [23]. Наблюдается большой разброс по «грубости» следов. Практически отсутствует поперечное скольжение (по крайней мере на макроуровне). На рис. 2 также приведены увеличенные снимки локальных участков грани (100), иллюстрирующие системы следов сдвига и их пересечение. Тот факт, что большая часть следов сдвига в сплаве Ni₃Fe прямолинейные и длинные, коррелирует с более низким значением энергии дефекта упаковки, чем в алюминии, и, как следствие, с большей привязанностью дислокаций к плоскостям скольжения.

4.    Количественные характеристики картины сдвига

Представительным объемом при описании неоднородно деформирующегося монокристалла является весь его объем. Для определения средних значений каких-либо характеристик, например количественных характеристик деформационного рельефа, это необходимо учитывать. В настоящей работе были измерены наименьшие расстояния между соседними следами сдвига NX в системах следов и ширина следов сдвига d для всех свободных граней монокристалла при с = 0,05. На рис. 2 на одной из граней указаны реперные линии (I1,I2, II1, II2), вдоль которых измерялись расстояния NX. Реперные линии выбирались так, чтобы они пересекали практически все следы обеих систем следов на данной грани.

Для каждой серии измерений построены диаграммы N X - X , распределения N X и d . Диаграммы « А Х- X » приведены на рис. 3.

120-

60-

40-

20-

120-

100-

репер 12

<ДХ>=35,5 мкм

репер 1^

<ДХ>=27 мкм

0    400   800 ' 1200 1600 2000 Xм™

80-

40 -1

20-

репер Н2

<ДХ>=18 мкм

0    400   800 1200 1600 2000 X, мкм

0    400   800  1200 1600 2000 X мкм

Рис. 3. Диаграммы «A X- X », полученные из измерений вдоль реперов I 1 , I₂, II 1 , II₂, отмеченных на рис. 2

Они отражают неоднородное распределение следов сдвига в локальных участках грани. Наиболее высокая плотность следов наблюдается в области репера I1. Среднее значение AX здесь равно 14 мкм, что в два раза выше, чем в этой же системе следов, но в другом макро- фрагменте (репер I2). Основываясь на результатах измерения ДХ в [001]-монокристаллах алюминия [23] можно предположить, что величина ДХ = 14 мкм близка к предельному и дальнейшая деформация в этом макрофрагменте будет осуществляться с участием ротационных мод. Об этом же свидетельствует изгиб поверхности грани в данном локальном участке, т.е. фактически здесь (рис. 2, область репера I1) зарождается фрагмент изгиба. Максимальное значение <ДХ>=35,5 мкм для этой системы следов сдвига наблюдается в области репера I2. Заметно меньшее различие <ДХ> обнаруживается для второй системы следов, но и здесь хорошо заметный изгиб поверхности грани наблюдается в области репера с меньшим значением <ДХ> (рис. 2, область репера II2).

Рис. 4. Гистограммы Д Х для системы следов сдвига на грани а , пересекаемых реперами, указанными на рис. 2

На рис. 4 представлены гистограммы значений Д Х , измеренных вдоль обсуждаемых реперов. Они также свидетельствуют о выявленной ранее неоднородности распределения следов сдвига. Между тем усреднение по граням существенно изменяет ситуацию в сторону однородности. Действительно, на рис. 5 приведены распределения Д Х для каждой из граней рассматриваемого монокристалла. Как видно из этого рисунка, гистограммы Д Х для всех граней подобны, а среднее значение Д Х и дисперсии распределений оказываются близкими.

грань а

100 120

Рис. 5. Гистограммы NX для всех свободных граней [001]-монокристалла Ni₃Fe

И, наконец, распределение A X , представленное на рис. 6, а , отражает картину сдвига для всего [001]-монокристалла сплава Ni₃Fe (БП), продеформированного до £ = 0,05. На рис. 6, б приведена гистограмма толщины d мезополосы (слоя, в котором происходил сдвиг, с образованием следов сдвига на гранях монокристалла). Величина d определялась из ширины следа с учетом ориентации граней. Среднее значение толщины мезополосы < d > составило 6,4 мкм.

а                                    б

Рис. 6. Распределения «A X » ( а ) и « d » ( б ), усредненные по всем граням монокристалла

Зная  и , можно оценить долю объема (5) монокристалла, вовлеченного в сдвиговую деформацию на макроуровне по двум системам плоскостей {111}, которые образуют одну систему параллельных следов сдвига на грани. При этом на каждой из граней формируется по две системы следов. В областях стыка систем следов они могут пересекаться. Однако величина областей пересечения при степени деформации 0,05 незначительна, и ее можно не учитывать. Проведенные оценки доли объема, в котором произошел активный сдвиг, фиксируемый на макроуровне, для [001]-монокрис-таллов Ni3Fe, деформированных до £ = 0,05, показали, что она составляет приблизительно 0,6. В монокристаллах алюминия с идентичной кристаллогеометрией и той же степенью деформации эта доля составляет не более 0,4. Из сопоставления величин 5 для Al и сплава Ni3Fe следует, что на макроуровне при небольших степенях деформации пластический сдвиг в «мягком» алюминии локализуется легче, чем в более «прочном» материале.

Заключение

В настоящей работе представлены результаты исследования пространственной организации сдвиговой деформации в монокристаллах сплава Ni3Fe с ориентацией оси сжатия [001]. Особенностью монокристаллов с такой ориентацией оси нагружения и боковых граней является то, что до нагружения в них существует не объем, а лишь плоскость стесненного сдвига. В ходе деформации в этих монокристаллах возникают объемы стесненной деформации, и их доля увеличивается в процессе сжатия.

Основные закономерности протекания пластической деформации в исследованных монокристаллах сводятся к следующему. С самого начала пластической деформации развивается первичная макрофрагментация сдвига. Связана она с неоднородным незавершенным (не проходящим через монокристалл насквозь) сдвигом по октаэдрическим плоскостям. Следует отметить, что в [001]-монокристаллах сплава Ni₃Fe закономерности макрофрагментации сдвига в общих чертах подобны таковым в [001]-монокристаллах алюминия [23]. Однако более низкое значение энергии дефектов упаковки в Ni₃Fe и, как следствие, большая привязанность к плоскостям сдвига приводит к существенному усилению асимметрии сдвига в семействах октаэдрических плоскостей, что, в свою очередь, приводит к формированию более крупных первичных макрофрагментов сдвига.

На основе анализа распределений расстояний между соседними следами сдвига в системах на макроуровне для [001]-монокристаллов сплава Ni3Fe установлено, что на разных гранях распределения подобны и среднее значение <^Х > составляет 22 мкм. По полученным зна- чениям <^Х > и была оценена доля объема (5) монокристалла, вовлеченного в сдвиговую деформацию на макроуровне. Значение 5 для [001]-монокристаллов Ni3Fe составляет приблизительно 60 %, что в полтора раза выше, чем в идентично ориентированных монокристаллах алюминия.