Full Text

Интерес к исследованию процессов перестройки «тонкой» дефектной структуры металлов и сплавов, связанных с взаимодействиями точечных дефектов (в особенности – атомов легирующих или загрязняю-щих матричный материала, в дальнейшем такие компо-ненты будут называться «примесями») с другими дефек-тами, в первую очередь – с дислокациями, впервые про-явившийся в публикациях первой половины ХХ в., не уменьшается и в настоящее время. Обусловлено данное обстоятельство весьма существенными изменениями физико-механических характеристик сплавов, к кото-рым приводят указанные взаимодействия даже при не-значительных (сотые и тысячные доли процентов) кон-центрациях примесных атомов. В металловедении и механике деформируемого твердого тела значительное внимание уделяется процессам так называемого «де-формационного старения», которые обусловливают ряд известных механических эффектов. Деформационным старением, в частности, объясняется повышение преде-ла текучести сплавов при выдержке образцов после предварительной пластической деформации при повы-шенных температурах (возникновение «зуба текуче-сти») Григорьев и др., 2008; Schwab, Ruff, 2013; Colas et al., 2014, возникновение прерывистой пластичности (эффекта Портевена – Ле Шателье (ЭПЛШ) [Portevin, Le Chatelier, 1923] (Савара – Массона Белл, 1984)). С физической точки зрения деформационное старение обусловлено диффузией (объемной (решеточной) Cot-trell, Bilby, 1949; Cottrell, Jaswon, 1949; Фридель, 1967; Louat, 1981; McCormick, Estrin, 1989; Estrin, Kubin, 1990; Rizzi, Hähner, 2004; Benallal et al., 2008a, b; Făciu, 2016 или «туннельной» (вдоль ядер дислокаций (в том числе – дислокаций леса), границ зерен или поперек плоскости скольжения) [Sleeswyk, 1958; Pink, Grinberg, 1982; Ling, McCormick, 1993; Schwink, Nortmann, 1997; Klose et al., 2004a, b; Picu, Zhang, 2004; Picu et al., 2005; Curtin et al., 2006; Legros et al., 2008; Zhang, Curtin, 2008; Ait-Amokhtar et al., 2015; Beese et al., 2018; Tsai et al., 2019; Oh et al., 2020; Nam et al., 2021]) примесных ато-мов в окрестности дислокаций, формирование «обла-ков» примесей, которые, взаимодействуя с дислокация-ми, затрудняют их движение. При этом диффузия при-месных атомов в многокомпонентных сплавах носит довольно сложный характер; так, в [Mola et al., 2021] показано, что при деформировании образцов из нержа-веющей стали (Fe–13Cr–3,4Mn–0,47C) при температу-рах в интервале [20, 200] °С превалирует диффузия атомов углерода, причем этому способствует диффузия из мартенсита на границы с аустенитом. При деформи-ровании при температуре 500 °С прерывистая пластич-ность связана с диффузией к дислокациям атомов хрома и марганца. Существуют и другие точки зрения на причины прерывистой пластичности; согласной одной из них рассматриваемый эффект связан с взаимодействием приложенных и концентраторами внутренних напря-жений, прорывом барьеров и согласованным движени-ем плоских скоплений дислокаций [Korbel, 1974; Korbel, Dybiec, 1981; Pawelek, 1984; Klose et al., 2004b]; данный механизм находит экспериментальное подтверждение для различных сплавов (особенно – с низкой энергией дефекта упаковки (ЭДУ)). В некоторых работах преры-вистая пластичность объясняется резким локальным ростом плотности дислокаций, обусловленных возрас-танием числа источников Франка – Рида за счет за-крепленных примесными атомами дислокаций леса [Sleeswyk, 1958; Wilcox, Smith, 1964]. На процессы деформационного старения и прояв-ление ЭПЛШ в различных материалах (особенно – в суперсплавах) значительное влияние оказывают жест-кие частицы различных включений [Brechet, Estrin, 1994, 1995; Zhu, 1997, 1998; Pink et al., 2000; Shen et al., 2006; Dierke et al., 2007; Graff et al., 2008; Nagesha et al., 2012; Deschamps et al., 2013; Hrutkay, Kaoumi, 2014; Cai et al., 2015; Zhemchuzhnikova et al., 2015; Choudhuri et al., 2016; Shukla et al., 2016; Yuan et al., 2016; Tabachnikova et al., 2017; Beese et al., 2018; Lin et al., 2018: Mogucheva et al., 2018; Wang et al., 2018; Wang et al., 2019; Zhou et al., 2019; Cui et al., 2020]; повышение концентрации частиц включений может приводить к смещению диапазонов реализации ЭПЛШ в область более низких температур и высоких скоростей дефор-мации. При этом влияние частиц зависит от их размеров и распределения в сплаве, что, в свою очередь, опреде-ляется способом формирования сплава; так, в [Beese et al., 2018] показано, что в получаемых послойной ла-зерной наплавкой образцах из суперсплава Inconel 625 образующиеся мелкие включения могут приводить к снижению (или даже подавлению) ЭПЛШ за счет стока атомов углерода из атмосфер дислокаций при их взаи-модействии с частицами карбидов. Неоднозначное вли-яние жестких частиц на возникновение прерывистой пластичности при деформировании образцов из спла-вов Al–Zn и Al–Li продемонстрировано также в резуль-татах экспериментов, приведенных в [Chmelik et al., 1998]: показано, что образование атомами примесей когерентных включений может ослаблять и даже пол-ностью подавлять проявление ЭПЛШ. Физически-ориентированные модели для описания образования и эволюции включений приведены в работах [Deschamps, Brechet, 1999; Hua et al., 2022]. Как показано в [Hua et al., 2022], значительное влияние на формирование ча-стиц оказывают также предшествующая деформирова-нию термическая обработка (на твердый раствор) и взаимодействие включений с атмосферами, образовав-шимися в окрестностях дислокаций. Существенной является также зависимость харак-тера деформирования в режиме прерывистой пластич-ности от исходной зеренной и дислокационной струк-туры; так, в [Yuzbekova et al., 2017; Zhemchuzhnikova et al., 2018] на примере алюминиевых сплавов показано, что диаграммы одноосного растяжения (напряжение σ – деформация ε), параметры полос сдвига (ширина и скорость движения, локальная скорость деформации), полученные на образцах с крупными и мелкими (из-мельчение достигается предварительной интенсивной пластической деформацией) зернами, демонстрируют значительные различия. Проявления ЭПЛШ связаны также с типом границ зерен: как показано в [Kappacher et al., 2021], превалирование большеугловых границ в структуре поликристаллического сплава Ta–2,5W (ОЦК-решетка) существенно ослабляет и может даже подавлять прерывистую пластичность. Перечень раз-личных механизмов, обусловливающих прерывистую пластическую деформацию, и ссылки на соответству-ющие публикации приведен в [Brechtl et al., 2019]. В ряде работ приведены результаты исследования влияния на прерывистую пластичность электрического тока. Так, в [Li et al., 2022] на основе экспериментов по одноосному растяжению и электронной микроскопии образцов из сплава Al6061 показано, что влияние элек-трического тока осуществляется посредством различ-ных конкурирующих механизмов. С одной стороны, электрический ток способствует растворению жестких включений и повышению концентрации примесных атомов, а следовательно, повышению склонности к формированию атмосфер Коттрелла и проявлению ЭПЛШ. С другой стороны, электрический ток повышает мобильность дислокаций (в том числе за счет локально-го повышения температуры в окрестности дефектов и потока электронов, создающего дополнительную силу). Значительное влияние электрического тока на реализа-цию режима прерывистой пластичности (снижение кри-тической деформации проявления ЭПЛШ, увеличение величины скачков напряжений) обнаружено также в экспериментах на растяжение образцов из суперсплава на никелевой основе [Zhang et al., 2018]. Краткий обзор моделей, учитывающих влияние электрического тока на деформирование поликристаллов (так называемые эффекты электропластичности), приведен в [Tiwari et al., 2022]. Следует отметить, что диффузия примесных атомов имеет место в любых процессах теплой и горячей обра-ботки сплавов давлением, в силу чего в разрабатывае-мых для их описания моделей материалов учитывается (в большинстве случаев неявным образом) явление де-формационного старения. При этом обычно эти модели формулируются для одноосного нагружения и сводятся к алгебраическим соотношениям для определения напряжения течения в зависимости от накопленной де-формации, скорости деформации и температуры. К ча-сто используемым относятся модели Джонсона – Кука [Johnson, Cook, 1983], Зерилли – Армстронга [Zerilli, Armstrong, 1987], аррениусовского типа [Zener, Hollo-mon, 1944] и их различные модификации. В последнее десятилетие для построения макрофеноменологических моделей используются методы, основанные на искус-ственных нейронных сетях [Li et al., 2004; Gupta A.K. et al., 2012; Lakshmi et al., 2018; Olejarczyk-Wożeńska et al., 2023]. С примерами применения конститутивных моделей рассматриваемого типа для анализа влияния деформационного старения на свойства сплавов можно познакомиться в [Gupta A.K. et al., 2013]. Предлагаемый обзор содержит описание подходов, методов и результатов экспериментальных исследова-ний и основанных на них макрофеноменологических моделей главным образом именно эффекта Портевена – Ле Шателье. Следует отметить, что большинство ис-следований ориентированы на рассмотрение поведения стержневых образцов, подвергаемых одноосному жест-кому (кинематическому) нагружению, чаще всего – рас-тяжению. На макроуровне возникновение прерывистой пластичности связывается с появлением отрицательной чувствительности к скорости деформации [Rosen, Bod-ner, 1967]. Выделяют три основных типа проявления эффекта Портевена – Ле Шателье [Russell, 1963; Brind-ley, Worthington, 1970; Cuddy, Leslie, 1972; Chihab et al., 1987; Schwink, Nortmann, 1997; Jiang et al., 2007; Tami-mi et al., 2015]: 1) тип А – появление и движение вдоль оси образца одиночной (уединенной) деформационной полосы, которое может происходить многократно; 2) тип В – деформационные полосы появляются и исчезают в осциллирующем или перемежающемся режиме, распространяясь вдоль образца (stop-and-go); 3) тип С – полосы возникают (и пропадают) случайным образом по длине образца. С результатами анализа амплитудно-частотных характеристик прерывистой пластичности, выполненного с использованием резуль-татов экспериментов на одноосное растяжение образ-цов из алюминиевых сплавов AA5754 и AA2007, можно познакомиться, например, в работе [Darowicki et al., 2008]. Реализация того или иного режима зависит от характеристик процесса деформирования; для боль-шинства материалов при повышение температуры и уменьшении скорости деформации наблюдаются по-следовательные переходы А→В→С. Относительно редко (см., например, [Rodriguez, 1984; Rowlands et al., 2023]) упоминаются еще два типа неустойчивости, D и Е. Тип D характеризуется распространением полосы типа Чернова – Людерса, зависимость σ – ε имеет сту-пенчатый характер без упрочнения в пределах каждой ступеньки; например, в [Bhowmik et al., 2022] смешан-ный характер прерывистой пластичности (С+D) обна-ружен при деформировании при комнатной температу-ре образцов из высокопрочной стали (Fe–0,15C–7,9Mn–0,89Si–1,99Ni–0,21Mo–0,034Ti–0,13Al–0,017S–0,034P–0,006N). Тип Е иногда возникает как продолжение не-устойчивости типа А при продолжающейся деформа-ции, при этом деформационное упрочнение незначи-тельно. Приведенная классификация является условной; в реальных опытах может наблюдаться различное со-четание указанных типов. С подробным описанием ти-пов неустойчивости можно познакомиться в статье [Rowlands et al., 2023]. Следует отметить, что значительное число экспе-риментальных данных получено при постоянной ско-рости движения траверсы, хотя авторы декларируют нагружение с постоянной скоростью деформации, пре-небрегая уменьшением скорости деформации за счет удлинения образца. Кроме того, при испытаниях, как правило, пренебрегается изменением температуры об-разцов за счет диссипации энергии при неупругом де-формировании. В [Ait-Amokhtar, Fressengeas, 2010] по-казано, что указанные факторы в совокупности с влия-нием деформационного упрочнения при растяжении образцов с постоянной скоростью движения захватов приводят к переходу от неустойчивости типа А к типу В, и далее – к С. Детальное описание кинетики форми-рования и эволюции полос скольжения при растяжении образцов из нержавеющей стали аустенитного класса (Fe–19Cr–13Ni–0,2C) в диапазонах скоростей деформа-ции [1,63·10–6, 10–4 с–1] и температур [473, 623 К] пред-ставлено в [Lee et al., 2023]. Многочисленные экспериментальные данные сви-детельствуют, что прерывистая пластичность возника-ет после достижения некоторой критической деформа-ции εcr, зависящей от состава сплава, его исходной структуры и параметров деформирования. Как отмеча-ется в [Rodriguez, 1984; Picu, 2004], при относительно высоких скоростях деформации и низких температурах (неустойчивости типа А и В) εcr возрастает с увеличени-ем скорости деформации и уменьшением температуры; такой характер поведения εcr называется «нормальным поведением». Для относительно высоких температур и низких скоростей деформации (неустойчивость типа С) наблюдается обратная зависимость: εcr возрастает с повышением температуры и снижением скорости де-формации («анормальное поведение»). Как показано в [Kumar, 1995], на характер поведения при деформи-ровании образцов (на примере сплавов Al–Mg, Al–Li–Mg–Zr) влияние оказывает также предварительная тер-мическая обработка (старением); особое внимание в данной работе уделено исследованию эффектов, обу-словленных появлением частиц включений. Предлагаемую статью в определенной степени можно рассматривать как дополнение к ранее опубли-кованному обзору Трусов, Чечулина, 2014.

About the authors

P. V. Trusov

Perm National Research Polytechnic University, Perm, Russian Federation

Е. А. Chechulina

Perm National Research Polytechnic University, Perm, Russian Federation

References

Statistics

Views

Abstract - 233

PDF (Russian) - 102