Локализация пластической деформации в ультрамелкозернистых Al и Al–Li при температурах 4,2–350 К

Исследована пластичность крупнозернистых (КЗ) и ультрамелкозернистых (УМЗ) образцов Al и Al–Li, полученных путем интенсивной пластической деформации. Температурные зависимости равномерной деформации εu(Т) до начала ее локализации в виде шейки рассматриваются как результат эволюции плотности дислока...

Повний опис

Збережено в:

Бібліографічні деталі
Дата:	2012
Автори:	Исаев, Н.В., Забродин, П.А., Русакова, А.В.
Формат:	Стаття
Мова:	Russian
Опубліковано:	Фізико-технічний інститут низьких температур ім. Б.І. Вєркіна НАН України 2012
Назва видання:	Физика низких температур
Теми:	Низкотемпературная физика пластичности и прочности
Онлайн доступ:	http://dspace.nbuv.gov.ua/handle/123456789/117905
Теги:	Додати тег Немає тегів, Будьте першим, хто поставить тег для цього запису!
Назва журналу:	Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
Цитувати:	Локализация пластической деформации в ультрамелкозернистых Al и Al–Li при температурах 4,2–350 К / Н.В. Исаев, П.А. Забродин, А.В. Русакова // Физика низких температур. — 2012. — Т. 38, № 10. — С. 1230-1239. — Бібліогр.: 27 назв. — рос.

Репозитарії

Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine

id	irk-123456789-117905
record_format	dspace
spelling	irk-123456789-1179052017-05-28T03:03:24Z Локализация пластической деформации в ультрамелкозернистых Al и Al–Li при температурах 4,2–350 К Исаев, Н.В. Забродин, П.А. Русакова, А.В. Низкотемпературная физика пластичности и прочности Исследована пластичность крупнозернистых (КЗ) и ультрамелкозернистых (УМЗ) образцов Al и Al–Li, полученных путем интенсивной пластической деформации. Температурные зависимости равномерной деформации εu(Т) до начала ее локализации в виде шейки рассматриваются как результат эволюции плотности дислокаций и влияния границ зерен. Уменьшение εu с ростом температуры вызвано увеличением скорости аннигиляции винтовых дислокаций, которая определяется зеегеровским напряжением поперечного скольжения. Резкое уменьшение εu УМЗ материалов по сравнению с КЗ объясняется ростом их предела текучести и снижением скорости деформационного упрочнения вследствие усиления роли границ зерен как препятствий, источников и стоков дислокаций. В этом случае распределения деформации и микротвердости вдоль образца становятся сильно неоднородными, а величина εu в качестве меры пластичности не отражает высокую локальную пластичность изученных материалов. Досліджено пластичність крупнозернистих (КЗ) та ультрадрібнозернистих (УДЗ) зразків Al та Al–Li, які отримано шляхом інтенсивної пластичної деформації. Температурні залежності рівномірної деформації εu(Т) до початку локалізації у вигляді шийки розглядаються як результат еволюції щільності дислокацій та впливу границь зерен. Зменшення εu зі зростанням температури викликано збільшенням швидкості анігіляції гвинтових дислокацій, яка визначається зеєгеровською напругою поперечного ковзання. Різке зменшення εu УДЗ матеріалів у порівнянні з КЗ пояснюється зростанням напруження текучості та зниженням швидкості деформаційного зміцнення внаслідок посилення ролі границь зерен як перешкод, джерел та стоків дислокацій. У цьому випадку розподіл деформації та мікротвердості уздовж зразка стає сильно неоднорідним, а величина εu як міра пластичності не відображає високу локальну пластичність вивчених матеріалів. Ductility of coarse-grained (CG) and ultrafinegrained (UFG) Al and Al–Li processed by severe plastic deformation was investigated. The temperature dependences of uniform deformation εu(Т) before localization by necking are examined as a result of dislocation density evolution and grain boundary effects. A decrease in εu with temperature increase isdue to acceleration of screw dislocations annihilation which is controlled by Seeger double cross slip stress. A sharp decrease of εu in UFG materials as compare to CG is explained for by increasing yield stress and decreasing work hardening rate due to the increased role of grain boundaries as obstacles, sources and sinks for dislocations. In this case the deformation and microhardness distributions along the sample becomes strongly nonuniform, and the εu value as a measure of ductility is not an indicator of high local ductility of the investigated materials. 2012 Article Локализация пластической деформации в ультрамелкозернистых Al и Al–Li при температурах 4,2–350 К / Н.В. Исаев, П.А. Забродин, А.В. Русакова // Физика низких температур. — 2012. — Т. 38, № 10. — С. 1230-1239. — Бібліогр.: 27 назв. — рос. 0132-6414 PACS: 62.20.F– , 62.20.–х http://dspace.nbuv.gov.ua/handle/123456789/117905 ru Физика низких температур Фізико-технічний інститут низьких температур ім. Б.І. Вєркіна НАН України
institution	Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
collection	DSpace DC
language	Russian
topic	Низкотемпературная физика пластичности и прочности Низкотемпературная физика пластичности и прочности
spellingShingle	Низкотемпературная физика пластичности и прочности Низкотемпературная физика пластичности и прочности Исаев, Н.В. Забродин, П.А. Русакова, А.В. Локализация пластической деформации в ультрамелкозернистых Al и Al–Li при температурах 4,2–350 К Физика низких температур
description	Исследована пластичность крупнозернистых (КЗ) и ультрамелкозернистых (УМЗ) образцов Al и Al–Li, полученных путем интенсивной пластической деформации. Температурные зависимости равномерной деформации εu(Т) до начала ее локализации в виде шейки рассматриваются как результат эволюции плотности дислокаций и влияния границ зерен. Уменьшение εu с ростом температуры вызвано увеличением скорости аннигиляции винтовых дислокаций, которая определяется зеегеровским напряжением поперечного скольжения. Резкое уменьшение εu УМЗ материалов по сравнению с КЗ объясняется ростом их предела текучести и снижением скорости деформационного упрочнения вследствие усиления роли границ зерен как препятствий, источников и стоков дислокаций. В этом случае распределения деформации и микротвердости вдоль образца становятся сильно неоднородными, а величина εu в качестве меры пластичности не отражает высокую локальную пластичность изученных материалов.
format	Article
author	Исаев, Н.В. Забродин, П.А. Русакова, А.В.
author_facet	Исаев, Н.В. Забродин, П.А. Русакова, А.В.
author_sort	Исаев, Н.В.
title	Локализация пластической деформации в ультрамелкозернистых Al и Al–Li при температурах 4,2–350 К
title_short	Локализация пластической деформации в ультрамелкозернистых Al и Al–Li при температурах 4,2–350 К
title_full	Локализация пластической деформации в ультрамелкозернистых Al и Al–Li при температурах 4,2–350 К
title_fullStr	Локализация пластической деформации в ультрамелкозернистых Al и Al–Li при температурах 4,2–350 К
title_full_unstemmed	Локализация пластической деформации в ультрамелкозернистых Al и Al–Li при температурах 4,2–350 К
title_sort	локализация пластической деформации в ультрамелкозернистых al и al–li при температурах 4,2–350 к
publisher	Фізико-технічний інститут низьких температур ім. Б.І. Вєркіна НАН України
publishDate	2012
topic_facet	Низкотемпературная физика пластичности и прочности
url	http://dspace.nbuv.gov.ua/handle/123456789/117905
citation_txt	Локализация пластической деформации в ультрамелкозернистых Al и Al–Li при температурах 4,2–350 К / Н.В. Исаев, П.А. Забродин, А.В. Русакова // Физика низких температур. — 2012. — Т. 38, № 10. — С. 1230-1239. — Бібліогр.: 27 назв. — рос.
series	Физика низких температур
work_keys_str_mv	AT isaevnv lokalizaciâplastičeskojdeformaciivulʹtramelkozernistyhaliallipritemperaturah42350k AT zabrodinpa lokalizaciâplastičeskojdeformaciivulʹtramelkozernistyhaliallipritemperaturah42350k AT rusakovaav lokalizaciâplastičeskojdeformaciivulʹtramelkozernistyhaliallipritemperaturah42350k
first_indexed	2025-07-08T12:59:53Z
last_indexed	2025-07-08T12:59:53Z
_version_	1837083757032505344
fulltext	© Н.В. Исаев, П.А. Забродин, А.В. Русакова, 2012 Low Temperature Physics/Физика низких температур, 2012, т. 38, № 10, c. 1230–1239 Локализация пластической деформации в ультрамелкозернистых Al и Al–Li при температурах 4,2–350 К Н.В. Исаев, П.А. Забродин, А.В. Русакова Физико-технический институт низких температур им. Б.И. Веркина НАН Украины пр. Ленина, 47, г. Харьков, 61103, Украина E-mail: isaev@ilt.kharkov.ua Статья поступила в редакцию 27 марта 2012 г. Исследована пластичность крупнозернистых (КЗ) и ультрамелкозернистых (УМЗ) образцов Al и Al–Li, полученных путем интенсивной пластической деформации. Температурные зависимости равномерной де- формации εu(Т) до начала ее локализации в виде шейки рассматриваются как результат эволюции плотно- сти дислокаций и влияния границ зерен. Уменьшение εu с ростом температуры вызвано увеличением ско- рости аннигиляции винтовых дислокаций, которая определяется зеегеровским напряжением поперечного скольжения. Резкое уменьшение εu УМЗ материалов по сравнению с КЗ объясняется ростом их предела те- кучести и снижением скорости деформационного упрочнения вследствие усиления роли границ зерен как препятствий, источников и стоков дислокаций. В этом случае распределения деформации и микротвердо- сти вдоль образца становятся сильно неоднородными, а величина εu в качестве меры пластичности не отра- жает высокую локальную пластичность изученных материалов. Досліджено пластичність крупнозернистих (КЗ) та ультрадрібнозернистих (УДЗ) зразків Al та Al–Li, які отримано шляхом інтенсивної пластичної деформації. Температурні залежності рівномірної деформації εu(Т) до початку локалізації у вигляді шийки розглядаються як результат еволюції щільності дислокацій та впливу границь зерен. Зменшення εu зі зростанням температури викликано збільшенням швидкості анігіляції гвинтових дислокацій, яка визначається зеєгеровською напругою поперечного ков- зання. Різке зменшення εu УДЗ матеріалів у порівнянні з КЗ пояснюється зростанням напруження текучості та зниженням швидкості деформаційного зміцнення внаслідок посилення ролі границь зерен як перешкод, джерел та стоків дислокацій. У цьому випадку розподіл деформації та мікротвердості уздовж зразка стає сильно неоднорідним, а величина εu як міра пластичності не відображає високу локальну пластичність вивчених матеріалів. PACS: 62.20.F– Деформация и пластичность; 62.20.–х Механические свойства твердых тел. Ключевые слова: пластическая деформация, микрозернистая структура, сплавы алюминия, образование шейки. 1. Введение Широкое технологическое применение микро- и нанокристаллических металлов, подвергнутых интен- сивной пластической деформации, ограничивается тем, что рост их прочности в результате измельчения зерна сопровождается потерей пластичности [1,2]. При де- формации растяжением в качестве характеристики пластичности кристаллического образца рассматрива- ется величина равномерной деформации εu до начала ее локализации в виде шейки, когда образец теряет механическую устойчивость. Это происходит, если скорость деформационного упрочнения перестает компенсировать рост напряжения вследствие умень- шения поперечного сечения образца, т.е. нарушается известный критерий Консидера: /d dσ ε ≥ σ , (1) где σ — истинное напряжение, ε — истинная дефор- мация. Таким образом, условием высокой пластично- Локализация пластической деформации в ультрамелкозернистых Al и Al–Li при температурах 4,2–350 К Low Temperature Physics/Физика низких температур, 2012, т. 38, № 10 1231 сти металла является сочетание высокой скорости де- формационного упрочнения /d dθ = σ ε и низкого уровня напряжения течения. Как известно, для метал- лов с микро- и нанозернистой структурой это условие, как правило, не выполняется, что приводит к наруше- нию критерия (1) уже при малых деформациях. В настоящее время установлено, что в области низ- ких и умеренных температур пластическая деформа- ция ГЦК металлов с микронным и субмикронным раз- мером зерна сохраняет свою дислокационную при- роду, а для деформирующего напряжения, обуслов- ленного взаимодействием дислокаций, справедливо соотношение Тейлора [3]: 1/2( ) ( )m bσ ε = αμ ρ ε , (2) где ρ — средняя плотность дислокаций, α — константа взаимодействия дислокаций, μ — модуль сдвига, b — длина вектора Бюргерса, m — фактор Тейлора для по- ликристалла. Из (2) следует, что для определения ве- личины равномерной деформации εu необходимо знать вид зависимости ρ(ε), которая определяет форму кри- вой деформации σ(ε) для данной исходной структуры и температуры. На основе феноменологических пред- ставлений параболическая зависимость σ(ε) для обыч- ных поликристаллов с ГЦК решеткой при низких и умеренных температурах объясняется балансом про- цессов накопления дислокаций при их взаимодействии с «лесом» и аннигиляции дислокаций путем попереч- ного скольжения [4]. Связь структурных факторов, таких как размер зерна, легирование, энергия дефекта упаковки с эволюцией плотности дислокаций ρ(ε) и формой кривой растяжения для металлов и сплавов с ГЦК решеткой, проанализирована в [5–7] путем реше- ния кинетических уравнений для средней плотности дислокаций. В результате анализа установлено, что низкий ресурс пластичности микро- и нанозернистых поликристаллов объясняется, с одной стороны, увели- чением их предела текучести за счет границ зерен, с другой стороны, снижением коэффициента деформа- ционного упрочнения вследствие изменения баланса процессов накопления и аннигиляции дислокаций как в объеме, так и в границах зерен. При этом учитыва- лось, что термически активированные механизмы ан- нигиляции дислокаций во многом определяют темпе- ратурные зависимости прочности и пластичности материалов [8]. Целью настоящей работы является эксперименталь- ное изучение влияния размера зерна и температуры на локализацию пластической деформации при растяже- нии поликристаллов чистого Al и сплава Al–Li и ана- лиз полученных результатов в рамках дислокационно- кинетического подхода [5–8] к проблеме эволюции плотности дислокаций в кристалле. 2. Методика Объектами исследования служили крупнозернистые (КЗ) и ультрамелкозернистые (УМЗ) поликристаллы технически чистого Al и сплава Al–3,8 ат. % Li. В каче- стве исходных КЗ материалов использовали заготовки Al в виде литья и Al–Li в виде проката. Исходные УМЗ заготовки получали путем интенсивной пластической деформации чистого Al методом равноканального угло- вого прессования (РКУП), а сплава Al–Li — методом кобинированной прямой и равноканальной угловой гидроэкструзии (ГЭ и УГЭ). Схема РКУП Al подробно описана ранее в [9], а схема ГЭ и УГЭ Al–Li — в [10]. Из полученных КЗ и УМЗ заготовок с помощью элек- троискровой резки и специального штампа получали плоские образцы для растяжения в форме двойной ло- патки с размерами рабочей части 15 3 0,9× × мм. Перед растяжением КЗ образцы Al отжигали при 473 К и мед- ленно охлаждали, а КЗ образцы Al–Li отжигали при 823 К и закаливали в ледяную воду. Микроструктуру КЗ и УМЗ образцов исследовали методами оптической и трансмиссионной микроскопии. Результаты структур- ных исследований подробно описаны в работах [9,10]. Средний размер зерна d в отожженных КЗ поликристал- лах составлял: Al ~ 100 мкм; Al–Li ~ 600 мкм. В УМЗ поликристаллах средний размер зерна составлял: Al ~ 1 мкм (после 4–8 проходов РКУП [9]), Al–Li ~ 2 мкм (по- сле комбинированной ГЭ и УГЭ по схеме С4 [10]). Образцы деформировали путем квазистатического растяжения в деформационной машине с криостатом для жидкого гелия при температурах 4,2, 77, 155, 295 и 350 К и постоянной скорости штока, которая соответ- ствовала начальной скорости деформации 4 110 c .− −ε = По диаграммам «нагрузка–время» рассчитывали кри- вые растяжения σ–ε (с учетом изменения поперечного сечения) и кривые dσ/dε–ε, по которым определяли условный предел текучести σ0, предел прочности σm и деформацию εu, соответствующую условию dσ/dε = σ. Погрешность графической оценки εu составляла ±0,03. Величину εu, которая является средней характеристи- кой пластичности, сравнивали с локальной деформа- цией различных участков образца. С этой целью перед растяжением на полированную поверхность образца с помощью индентора наносили метки с шагом 0,43 мм, затем образец деформировали при фиксированной температуре до некоторой промежуточной деформа- ции ε < εu и разгружали. С помощью оптического мик- роскопа при комнатной температуре измеряли рас- стояние между соседними метками и определяли локальную деформацию в зависимости от продольной координаты. После этого образец вновь охлаждали до первоначальной температуры и деформировали с за- данной скоростью. Кроме этого, методом микротвер- дости определяли локальное упрочнение образца после растяжения при фиксированной температуре. Микро- Н.В. Исаев, П.А. Забродин, А.В. Русакова 1232 Low Temperature Physics/Физика низких температур, 2012, т. 38, № 10 твердость по Виккерсу измеряли на недеформирован- ном (лопатка) и деформированном участках образца при комнатной температуре с помощью стандартного твердомера ПМТ-3 при нагрузке 1,0 Н и времени на- гружения 10 с. С помощью растрового микроскопа JSM-6490 LV получали и сравнивали фрактограммы поверхности разрыва поликристаллов, деформирован- ных при различных температурах. 3. Результаты Влияние размера зерна и температуры на величину равномерной пластической деформации εu, рассчитан- ную при условии dσ/dε = σ по кривым растяжения чис- того Al и сплава Al–Li, иллюстрирует рис. 1. Основная часть экспериментальных данных (символы) получена авторами в настоящей работе и ранее в [9–11]. Данные для КЗ поликристаллов Al при 4,2 К взяты из [12]. Вид- но, что для КЗ и УМЗ поликристаллов при низких тем- пературах деформация εu монотонно уменьшается с ростом температуры. При фиксированной Т величина εu в Al выше, чем в сплаве Al–Li. В случае УМЗ материа- лов монотонный характер зависимостей εu(Т) нарушает- ся при 350 К, где величина εu больше, чем при комнат- ной температуре. Минимальные значения εu ≤ 0,05, соответствующие локализации деформации вблизи ус- ловного предела текучести, наблюдаются при промежу- точных температурах 155 и 295 К в УМЗ Al–Li (рис. 1(б)). Причины влияния размера зерна и темпера- туры на величину εu как усредненную характеристику макроскопической локализации деформации в виде шейки обсуждаются в следующем разделе. Распределение локальной пластической деформации εi(хi) вдоль образцов при растяжении иллюстрируют рис. 2 и 3, где εi — относительное удлинение интервала 100 200 300 400 0 0,1 0,2 0,3 0,4 0,5 Al Al–Li К3 100 200 300 400 0 0,1 0,2 0,3 0,4 0,5 � u T, К (а) (б) УМ3 Al Al–Li � u T, К Рис. 1. Равномерная пластическая деформация εu до начала локализации в виде шейки в зависимости от температуры для КЗ (а) и УМЗ (б) Al и Al–Li. Символы — данные эксперимен- та, кривые — результаты расчета согласно выражению (7). Рис. 2. Распределение локальной пластической деформации εi(хi) в КЗ (слева) и УМЗ (справа) образцах Al при различных температурах, хi — относительная координата интервала между i-й и i+1-й метками индентора. Тоновой штриховкой обозначены распределения при указанной цифрами средней деформации образца. 0 0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 0 0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 Al 0 0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 0,2 0,11 0,03 0,2 0,6 1,0 0 0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 0,3 0,15 0 0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 0,22 0,16 0,10 0,04 0 0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 0,14 0,04 4,2 К 4,2 К 0,2 0,6 1,0 0 0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 0,3 0,16 0,1 350 К 350 К 0 0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 0,14 0,08 0,02 295 К 295 К 77 К УМЗКЗ 77 К � i 0,39 0,39 � i � i � i � i � i � i � i xi xi Локализация пластической деформации в ультрамелкозернистых Al и Al–Li при температурах 4,2–350 К Low Temperature Physics/Физика низких температур, 2012, т. 38, № 10 1233 между i-й и i+1-й метками индентора, хi — относитель- ная координата интервала, хi = 0 и хi =1 соответствуют границам рабочей части образца (между захватами де- формационной установки). Тоновой штриховкой выде- лены распределения εi(хi) при разном уровне средней деформации образца ε (указано цифрами) с заданной скоростью. На рис. 2 приведены данные для КЗ (слева) и УМЗ (справа) алюминия при четырех температурах. В случае КЗ алюминия средняя деформация ε, при кото- рой распределение εi(хi) остается условно однородным тем меньше, чем выше температура. Так, при 4,2 и 77 К однородное распределение εi(хi) наблюдается даже при больших средних деформациях ε = 0,39 и 0,22 соответ- ственно. При 295 К однородный характер εi(хi) сохраня- ется до ε = 0,15–0,20, а при 350 К — до деформаций не более ε = 0,1. Такая тенденция качественно согласуется с монотонно убывающей зависимостью равномерной деформации εu(Т) на кривых растяжения для КЗ алюми- ния (см. рис. 1(а)). В случае УМЗ алюминия сравни- тельно однородное распределение εi(хi) наблюдается только при температуре 4,2 К. В отличие от КЗ, дефор- мация УМЗ образца уже при 77 К локализована в сред- ней части (при близких значениях средней деформации ε = 0,10 и 0,11). Сильно неоднородный характер εi(хi) наблюдается при 295 К и ε = 0,14. Однако при темпера- туре 350 К и ε = 0,15 распределение εi(хi) в УМЗ Al ста- новится более однородным, чем при 295 К. Полученные результаты качественно согласуются с зависимостью εu(Т) для УМЗ алюминия (рис. 1(б)). Распределение εi(хi) в КЗ и УМЗ образцах Al–Li при различных температурах иллюстрирует рис. 3. Видно, что при температуре 4,2 К и ε = 0,23 деформация в сплаве, как и в чистом Al, распределяется однородно независимо от микроструктуры образца. Периодиче- ский характер εi(хi) в КЗ образце при 4,2 К можно объ- яснить наличием крупных зерен, диаметр которых больше, чем расстояние между метками индентора. При температурах 77 и 295 К и малых значениях ε де- формация в УМЗ Al–Li локализована сильнее, чем в КЗ. При 350 К и ε = 0,19 распределение εi(хi) в УМЗ Al–Li становится более однородным, чем при 295 К. Влияние структуры и температуры на однородность распределения локальной деформации εi(хi) можно оценить по величине коэффициента вариации 2 1 1 ( ) n i in = ε − ε ν = ε ∑ , где 1 1 . n i in = ε = ε∑ (3) Как правило, при ν > 0,4 распределение εi(хi) считается существенно неоднородным, а величина ε является не репрезентативной (нетипичной). В нашем случае по- грешность вычисления ν определяется погрешностью оптического микроскопа при измерении длины i-го интервала, а среднее значение ε ≈ ε, где ε — относи- тельное удлинение всего образца при заданной скоро- сти штока. При малых ε и заданном числе меток n = 36 погрешность ν достигает ±0,2, поэтому существенно неоднородным будем считать распределение εi(хi) при ν > 0,6. По определению ν уменьшается с ростом ε при постоянной величине среднего квадратического отклонения, поэтому практический интерес для обсуж- дения однородности εi(хi) представляют интервалы, где ν не зависит от деформации или увеличивается с де- формацией. На рис. 4 построены зависимости ν от де- формации ε для КЗ и УМЗ алюминия. Видно, что при температурах 4,2 и 77 К значения параметра ν ≤ 0,6 относятся к случаям условно однородного распределе- ния εi(хi) (см. рис. 2) и больших равномерных дефор- маций εu (см. рис. 1). Так, при 4,2 К в широком интер- вале ε значениям ν < 0,3 соответствуют условно одно- родное распределение εi(хi) (рис. 2) и высокие значения εu ~ 0,48–0,37 (см. рис. 1) для КЗ и УМЗ Al. В УМЗ Al при 77 К и больших ε коэффициент ν > 0,6 соответст- Рис. 3. Распределение локальной пластической деформации εi(хi) в КЗ (слева) и УМЗ (справа) образцах Al–Li при различ- ных температурах. Обозначения те же, что и на рис. 2. 0,2 0,6 1,0 0 0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 0,19 0,2 0,6 1,0 0 0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 0,19 0 0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 0,15 0 0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 0,15 � i xi � i � i � i � i � i � i � i 4,2 К 4,2 К 350 К 350 К 295 К 295 К 77 К77 К 1,0 0,8 0,6 0,4 0,2 0 1,0 0,8 0,6 0,4 0,2 0 К3 А1 3,8 ат. % Li УМЗ 0,24 0,23 xi 0 0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 0 0,2 0,4 0,6 0,8 1,00,09 0,07 Н.В. Исаев, П.А. Забродин, А.В. Русакова 1234 Low Temperature Physics/Физика низких температур, 2012, т. 38, № 10 вует существенно неоднородному распределению εi(хi) (рис. 2), когда величина εu уменьшается до 0,20 (см. рис. 1). Сильной локализации деформации в УМЗ Al при 295 К соответствует ν ≈ 1,6 (рис. 4(б)), когда поня- тие средней деформации теряет смысл. При 350 К ко- эффициент ν для УМЗ Al несколько меньше, чем для КЗ, что согласуется с данными на рис. 1, 2, свидетель- ствующими об увеличении пластичности УМЗ алюми- ния при высокой температуре. Зависимости ν(ε) для сплава Al–Li аналогичны при- веденным на рис. 4 с той лишь разницей, что при фик- сированной температуре коэффициент ν в сплаве не- сколько выше, чем в чистом алюминии. Это иллю- стрирует рис. 5, где построены зависимости ν(Т) для Al и Al–Li при максимальных значениях ε, указанных цифрами на рис. 2, 3. Видно, что условие ν > 0,6 вы- полняется для УМЗ материалов уже при Т > 77 К, а для КЗ при более высоких температурах, что качест- венно согласуется с изменением вида зависимости εu(Т) в результате измельчения зерна. Таким образом, влияние структуры и температуры на коэффициент вариации ν в (3), который отражает степень неоднородности распределения пластической деформации εi(хi), согласуется с изменением величи- ны равномерной деформации εu, рассчитанной по кривым растяжения при условии θ = σ. Для распреде- лений εi(хi) при фиксированной Т и больших дефор- мациях ε ≈ εu коэффициент ν обратно пропорциона- лен величине εu (см. вставку на рис. 4), при этом чем больше ν, тем менее репрезентативной становится величина средней деформации ε, определяемая по кривой растяжения. Локальная пластическая деформация, как правило, вызывает локальное упрочнение материала, которое можно оценить методом микроиндентирования [13]. Для корректности сравнение распределения деформа- ции и микротвердости вдоль оси растяжения проводи- лось на одном и том же образце. Полученные результа- ты для двух УМЗ образцов Al–Li, деформированных при 4,2 и 77 К, приведены на рис. 6. Здесь изменение микротвердости ΔHV = HV – HV0, где HV — значение микротвердости в заданной точке на оси образца, HV0 = = 615 МПа — значение микротвердости, измеренное на недеформированном участке (лопатке). Видно, что в пределах экспериментальной погрешности распределе- ния ΔHV(хi) и εi(хi) коррелируют между собой: увеличе- ние микротвердости наблюдается только на тех участ- ках образца, где имеет место локальная пластическая Рис. 4. Коэффициент вариации ν, определяемый выражением (3), в зависимости от средней деформации ε чистого Al при 4,2 и 77 К (а); 295 и 350 К (б). Светлые символы — КЗ, тем- ные символы — УМЗ образцы. На вставке: корреляция меж- ду ν–1 и величиной равномерной деформации εu. 0,1 0,2 0,3 0,4 0 0,5 1,0 1,5 2,0 350 К 295 К (б) 0,1 0,2 0,3 0,4 0 0,5 1,0 1,5 2,0 0,2 0,4 0 2 4 6 8 (a) 77 К 4,2 К � � � � � – 1 �u 100 200 300 400 0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 T, К УМЗ К3 � Рис. 5. Коэффициент вариации ν в зависимости от темпера- туры для Al (кружки) и Al–Li (треугольники). Светлые сим- волы — КЗ, темные символы — УМЗ образцы. Локализация пластической деформации в ультрамелкозернистых Al и Al–Li при температурах 4,2–350 К Low Temperature Physics/Физика низких температур, 2012, т. 38, № 10 1235 деформации, причем большей деформации соответству- ет большее приращение микротвердости. Следует отме- тить, что с повышением температуры до 295 и 350 К указанная корреляция нарушается, а именно, даже большая локальная деформация (до εi ≈ 1) не сопровож- дается заметным приращением микротвердости ΔHV. Отсутствие локального упрочнения при растяжении и является причиной сильной локализации пластической деформации, наблюдаемой при 295 и 350 К. Подробнее этот вопрос будет рассмотрен в следующей работе. Ясно, что температура эксперимента влияет не только на вид εi(хi), ΔHV(хi) и величину равномерной деформации εu, но и на характер разрушения материа- ла. Поскольку при низких температурах соответст- вующие литературные данные ограничены, на рис. 7 представлены микрофотографии поверхностей разрыва образцов УМЗ Al–Li при температурах 4,2–350 К. Видно, что все поверхности имеют типичную для алюминия и его сплавов ямочную структуру, образо- вавшуюся в результате слияния первичных микропор и пластического сдвига, характерного для вязкого раз- рушения [14,15]. При температуре 4,2 К (рис. 7(а)) края ямок сильно вытянуты вследствие больших предшест- вующих деформаций. При 77 и 295 К края ямок менее вытянуты, на поверхности разрыва видны плоские уча- стки (рис. 7(б),(в)). С повышением температуры до 350 К плотность ямок увеличивается, а их края вновь сильно вытянуты (рис. 7(г)). Влияние температуры на элементы вязкого разрушения УМЗ Al–Li качественно согласуется с немонотонной температурной зависимо- стью соответствующей величины εu (рис. 1(б)), про- порциональной степени пластической деформации, предшествующей разрушению. 4. Обсуждение При обсуждении экспериментальных данных о влиянии структуры и температуры на локализацию пластической деформации в чистом Al и сплаве Al–Li Рис. 6. Корреляция между приращением микротвердости ΔHV(хi) (светлые символы) и локальной пластической де- формацией εi(хi) (темные символы) в УМЗ образце Al–Li, деформированном до разрыва при 4,2 и 77 К. Микротвер- дость в области лопатки 0 615 МПа.VHΔ = � i � i � H V , М П а � H V , М П а xi T = 4,2 К T = 77 К (а) (б) � = 0,32 � = 0,15 150 100 50 0 0,6 0,4 0,2 0 0,6 0,4 0,2 0 150 100 50 0 –0,2 0 0,2 0,4 Рис. 7. Поверхности разрыва УМЗ поликристаллов Al–Li при температурах 4,2 (а), 77 (б), 295 (в) и 350 К (г) (сканирующая электронная микроскопия). (а) (б) (в) (г) 5 мкм 5 мкм 5 мкм 5 мкм Н.В. Исаев, П.А. Забродин, А.В. Русакова 1236 Low Temperature Physics/Физика низких температур, 2012, т. 38, № 10 воспользуемся представлениями о деформационном (дислокационном) упрочнении металлов с ГЦК решет- кой [4,16] и результатами анализа уравнений дислока- ционной кинетики [5–8]. Ограничимся случаем, когда напряжение течения описывается выражением (2), а вид зависимости ρ(γ), где γ = mε, определяется балан- сом процессов накопления дислокаций при их взаимо- действии с «лесом» и аннигиляции дислокаций путем поперечного скольжения. В этом случае при низких и умеренных температурах справедливо уравнение [5,7] 1/2/ f ad d k kρ γ = ρ − ρ . (4) Первый член в правой части уравнения (4) описыва- ет процесс размножения дислокаций на дислокациях леса (bkf ≈ 10–2 — коэффициент, определяющий ин- тенсивность размножения дислокаций при взаимодей- ствии с дислокациями леса). Он определяет линейную стадию кривой упрочнения, где длина свободного про- бега дислокаций пропорциональна расстоянию между дислокациями, Λ ~ ρ–1/2. Второй член определяет ско- рость аннигиляции винтовых участков дислокацион- ных петель (ha = bka — эффективное расстояние анни- гиляции), зависящую от температуры и скорости деформации. Этот член уравнения описывает третью стадию деформационного упрочнения, стадию дина- мического возврата (recovery). Для поликристаллов решение (4) и его подстановка в (2) приводит к следующему выражению для напря- жения течения σ = mτ: 0( ) exp ( / 2) (1 – exp ( / 2).a m amk mkσ ε = σ − ε + σ − ε (5) Здесь 1/2 0 0m bσ = αμ ρ — начальное напряжение при ε = 0, ρ0 = β0/bd — начальная плотность дислокаций вследствие их эмиссии из границ зерен диаметром d. Параметр β0 = 3bl0/l2 зависит от линейной плотности ступенек (ledges) в границах зерен l–1, l0 — средняя длина дислокации, генерируемой источником [17]. Напряжение течения 1/2 m mm bσ = αμ ρ и плотность дис- локаций 2( / )m f ak kρ = соответствуют третьей стадии деформационной кривой [18]. Из (5) следует, что ко- эффициент деформационного упрочнения dσ/dε опре- деляется соотношением ( ) 0/ / 2 ( – )exp( / 2)a m ad d mk mkσ ε = σ σ − ε . (6) Тогда, в соответствии с условием Консидера (1), за- висимость равномерной деформации εu до начала шей- кообразования (necking) при dσ/dε = σ от напряжения σ0 (предела текучести) и коэффициентов в (4), будет иметь вид ( ) ( ) ( )02 / ln 1 / 2 ln 1– /u a a mmk mk⎡ ⎤ε = + + σ σ⎣ ⎦ . (7) В выражения (6) и (7) входит коэффициент анниги- ляции ka винтовых дислокаций, который зависит от температуры и энергии дефекта упаковки γD. Согласно [19], величина ka определяется временем перемещения дислокаций между актами аннигиляции и описывается следующим выражением: 5/2 2( / 2 ) ( / )a s ak p= ω π α μ τ , (8) где ωs — доля винтовых участков на расширяющихся дислокационных петлях, p — число действующих сис- тем скольжения, τa — напряжение трения, от которого зависит критическое расстояние спонтанной аннигиля- ции дислокаций разного знака. В качестве τa будем рассматривать напряжение поперечного скольжения винтовых дислокаций в модели плоских скоплений дислокаций, где τa = τIII (Т, γD), τIII — напряжение на стадии III кривой упрочнения, зависящее от темпера- туры и энергии дефекта упаковки γD [20,21], III III 0ln( / ) ln [( (0) / (0)] ( / ) ln ( / ),Bk Т Aτ μ = τ μ − γ γ (9) где τIII(0) = 2μ(0)(0,056 – γD/μ(0)) b)/n — напряжение при Т = 0, зависящее от n — числа дислокаций в плос- ком скоплении, kB – постоянная Больцмана, 0γ — предэкспоненциальный фактор. Параметр А связан с энергией образования критического перегиба на дис- локации в плоскости поперечного скольжения и зави- сит от γD: 30,35 / (1 180 / )DA b b= μ + γ μ , (10) Тогда выражение (8) можно записать в виде 1 0( , , ) (0) exp [( / ) ln( / )]a D a Bk Т с k s k Т A−γ = γ γ , (11) 5/2 2 0 III(0) ( / 2 ) (0) / (0)a sk p= ω π α μ τ , (12) где параметр s(Т) = α(Т)/α0 [4,16] описывает темпера- турную зависимость константы взаимодействия дисло- каций, α0 — значение константы при Т = 0. При наличии примесей напряжение τa поперечного скольжения в (8) увеличивается, τa = τIII (Т, γD) + τc(Т, с), где τc (Т, с) — напряжение трения при взаимодействии дислокаций с примесными атомами в твердом растворе с концентра- цией с [5], поэтому величина ka должна уменьшаться. Таким образом, температурная зависимость равно- мерной деформации εu(Т) определяется в (7) зависимо- стью ka(Т) (первое слагаемое в правой части) и зави- симостями от температуры напряжений σ0(Т), σm(Т) (второе слагаемое в правой части). Зависимость ka(Т) в общем случае определяется температурными зависи- мостями параметров ωs, α, μ, τIII, входящих в выраже- ния (11), (12), и параметра τc при наличии примесей. Локализация пластической деформации в ультрамелкозернистых Al и Al–Li при температурах 4,2–350 К Low Temperature Physics/Физика низких температур, 2012, т. 38, № 10 1237 Кривые εu(Т) на рис. 1 построены путем расчета с помощью выражения (7), где m = 3,05, зависимости σ0(Т), σm(Т) получены из эксперимента [9–12], а зави- симости ka(Т) рассчитаны с помощью (11) и (12). Для расчета ka (Т = 0) использовали следующие значения параметров в выражении (12): α0 = 0,5; b = 0,286 нм; γD = 0,17 Дж/м2; 6 –1 0 10 c ;γ = p = 12; τIII = 49 МПа [12]; τc = 2 МПа [11]; ωs = 0,7; μ = 29 ГПа (Al) [22] и 32 ГПа (Al–Li) [23]. Зависимости ka(Т) рассчитывали с учетом следующих экспериментальных данных: s(Т) для Al [4,24], μ(Т) = [С44(С11 – С12)/2]1/2 для Al [22], τIII(Т) и τc(Т) для КЗ поликристаллов Al–Li [11], τIII(Т) для монокристаллов Al [12]. Как видно на рис. 1(а), в случае КЗ материалов экспериментальные данные опи- сываются кривыми εu(Т), которые рассчитаны согласно (7) при σ0 << σm, т.е. определяются только зависимо- стями ka(Т). По нашим оценкам ka(0) =1,8 для чистого Al и ka(0) = 2,2 для сплава Al–Li, что согласуется с ве- личиной ka(0) ≈ 2, полученной для Al в [19]. Большее значение ka(0) в сплаве соответствует меньшей дефор- мации εu, наблюдаемой в эксперименте при Т = 4,2 К (см. рис. 1(а)). Это, однако, противоречит выражению (8), из которого следует, что при наличии примесей коэффициент аннигиляции винтовых дислокаций дол- жен уменьшаться вследствие увеличения напряжения поперечного скольжения на величину τc — напряже- ние трения при взаимодействии дислокаций с атомами примеси. В результате равномерная деформация εu сплава должна увеличиваться по сравнению с чистым металлом. Данное противоречие может быть связано как с микроструктурой образцов, сформированной на этапе их приготовления, так и с особенностями атом- ного строения твердых растворов лития в алюминии. Как уже отмечалось, на этапе подготовки после гомо- генизирующего отжига образцы Al–Li в отличие от образцов Al закаливали в «ледяную» воду. При после- дующей деформации в исследованном интервале тем- ператур закалочные вакансии и их комплексы в каче- стве зародышей микропор и микротрещин могут служить причиной низкой пластичности КЗ Al–Li по сравнению с чистым алюминием. Основные особенно- сти твердого раствора Al–Li связаны с низкой энергией ионизации лития, в результате чего эффективный объ- ем иона Li+ в решетке алюминия существенно отлича- ется от истинного объема атома Li. Этим объясняется сравнительно слабое искажение кристаллической ре- шетки твердого раствора, которое не описывается пра- вилом Вегарда [25]. С другой стороны, поляризация лития и искажение электронных оболочек в присутст- вии алюминия существенно влияют на межатомные связи и упругие модули. Так, приращение модуля Юн- га в области растворимости при комнатной температу- ре составляет ~ 3 ГПа на 1 ат. % Li [23]. Указанные особенности приводят к тому, что по данным экспери- мента [11,12] при Т > 150 К пределы текучести чистого Al и Al – 3,8 ат. % Li практически не отличаются, а при 4,2 К предел текучести сплава выше, чем алюминия всего на ~ 6 МПа, что, тем не менее, учитывалось в наших расчетах. Другим параметром расчета напряже- ния поперечного скольжения, а следовательно, и вели- чины ka является энергия дефекта упаковки γD, надеж- ные оценки которой для твердых растворов Al–Li авторам неизвестны. Еще одним параметром является напряжение τIII, которое, согласно (9), зависит от числа дислокаций в плоском скоплении n = 25–50 [20]. На- пряжение τIII(0) = 49 МПа, используемое в расчетах, получено путем усреднения экспериментальных дан- ных для монокристаллов Al при 4,2 К [12] и экстрапо- ляции без учета его аномальной температурной зави- симости, обусловленной инерционными свойствами дислокаций при низких температурах. Аналогичная процедура экстраполяции использовалась при оценке напряжения трения τc(0) = 2 МПа в Al–Li [11]. Для указанных значений τIII(0) и τc(0) соотношение (9) вы- полняется при n = 40, что согласуется с теорией. Одна- ко погрешность наших оценок может также влиять на точность расчета коэффициента ka. Наконец, опти- мальное в нашем случае значение ωs ≈ 0,7 близко к значению ωs ≈ 0,5 (квадратная петля), которое принято считать характерным для металлов с ГЦК решеткой, но влияние примесей на этот параметр неизвестно. С уче- том сделанных замечаний, коэффициент ka (0) в (9) может определяться, главным образом, величиной мо- дуля сдвига μ(0), которая для чистого Al заметно меньше, чем для сплава. Таким образом, в случае КЗ поликристаллов (см. рис. 1(а)) удовлетворительное согласие теории и эксперимента достигается при усло- вии, что равномерная деформация εu зависит от Т только в меру зависимости ka (Т), которая определяет- ся температурной зависимостью напряжения попереч- ного скольжения τIII и температурными зависимостями параметров τc, α и μ, входящих в выражение (11). В случае УМЗ поликристаллов характер экспери- ментальных зависимостей εu(Т) существенно меняет- ся (рис. 1(б)). С ростом температуры величина равно- мерной деформации εu сначала резко уменьшается, а при 350 К вновь увеличивается. Согласно [4–7], лока- лизация деформации при малых εu в УМЗ поликри- сталле объясняется высоким пределом текучести σ0 вследствие высокой начальной плотности дислока- ций, эмитируемых границами зерен в соответствии с механизмом [17]. Поскольку при малом объеме зерна возможности накопления дислокаций ограничены, рост σ0 сопровождается уменьшением коэффициента θ в (6), усилением роли второго слагаемого в (7) и уменьшением εu по сравнению с КЗ материалами. Тео- ретические кривые εu(Т), приведенные на рис. 1(б), согласуются с данными эксперимента, если в качестве параметров σ0 и σm в (7) использовать эксперимен- тальные значения предела текучести и максимального Н.В. Исаев, П.А. Забродин, А.В. Русакова 1238 Low Temperature Physics/Физика низких температур, 2012, т. 38, № 10 напряжения для УМЗ материалов. Удовлетворительное согласие теории и эксперимента наблюдается при всех температурах, кроме 350 К. С учетом приведенных выше обозначений выраже- ние (7) можно записать в виде ( ) 1/2(2 / )[ln 1 / 2 ln (1– ( / ) )]u a a сmk mk d dε = + + , (13) где dс = bβ0(ka/bkf) 2. Как следует из (7) и (13), дефор- мация εu = 0 при d = (1+2/mka)2dс. Таким образом, при условии единой зависимости ka(Т) для КЗ и УМЗ ма- териалов, чем выше температура, тем больше крити- ческий размер зерна dс, при котором равномерная деформация εu = 0. По нашим оценкам при темпера- турах 4,2 и 295 К критический размер зерна dс со- ставляет 0,05 и 0,6 мкм для чистого Al и 0,2 и 1,7 мкм для сплава Al–Li соответственно. Эти оценки согла- суются с данными в [26,27], где для Al dс составлял 0,3 и 0,8 мкм при 77 и 295 К. Высокие по сравнению с расчетными значения εu, наблюдаемые для УМЗ ма- териалов при 350 К, по-видимому, являются следст- вием диффузионных процессов в границах зерен, влияние которых на пластичность УМЗ алюминия и сплава Al–Li при Т/Тm > 0,3 становится существен- ным, но не описывается уравнением (4). В интервале температур Т/Тm < 0,3 полученные экс- периментальные результаты и их анализ свидетельст- вуют о том, что равномерная деформация изученных КЗ и УМЗ поликристаллов (d ~ 1 мкм) определяется балансом процессов накопления и аннигиляции дисло- каций и описывается единым выражением (7). Влия- ние размера зерна на величину и температурную зави- симость εu обусловлено усилением роли границ зерен как препятствий, источников и стоков для дислокаций. Равномерная деформация εu характеризует степень однородности распределения деформации до начала макроскопической локализации в виде шейки, однако в качестве меры пластичности величина εu может суще- ственно отличаться от локальной деформации. Данные о распределении пластической деформации εi(хi) в об- разце и вид поверхностей разрыва указывают на то, что высокая локальная пластичность и вязкое разру- шение характерны для изученных поликристаллов Al и Al–Li независимо от размера зерна и температуры. Авторы признательны А.А. Давиденко, В.В. Бурхо- вецкому и Л.Ф. Сенниковой за приготовление образ- цов и снимки поверхности разрушения, а также В.В. Пустовалову и Л.С. Фоменко за полезные дискуссии. 1. Р.З. Валиев, И.В. Александров, Наноструктурные мате- риалы, полученные интенсивной пластической дефор- мацией, Логос, Москва (2000). 2. M.A. Meyers, A. Mishra, and D.J. Benson, Prog. Mater. Sci. 51, 427 (2006). 3. G.I. Taylor, Proc. Roy. Soc. A 145, 362 (1934). 4. U.F. Kocks and H. Mecking, Prog. Mater. Sci. 48, 171 (2003). 5. Г.А. Малыгин, ФТТ 47, 236 (2005). 6. Г.А. Малыгин, ФТТ 49, 961 (2007). 7. Г.А. Малыгин, ФТТ 53, 341 (2011). 8. Г.В. Владимирова, Г.А. Малыгин, Д.Г. Рывкина, ФММ 67, 380 (1989). 9. Ю.З. Эстрин, Н.В. Исаев, Т.В. Григорова, В.В. Пусто- валов, В.С. Фоменко, С.Э. Шумилин, И.С. Брауде, С.В. Малыхин, М.В. Решетняк, М. Янечек, ФНТ 34, 842 (2008) [Low Temp. Phys. 34, 665 (2008)]. 10. Н.В. Исаев, П.А. Забродин, В.З. Спусканюк, А.А. Давиденко, В.В. Пустовалов, В.С. Фоменко, И.С. Брауде, ФНТ 38, 102 (2012) [Low Temp. Phys. 38, 80 (2012)]. 11. В.С. Фоменко, Н.В. Исаев, В.В. Пустовалов, ФНТ 19, 429 (1993) [Low Temp. Phys. 19, 301 (1993)]. 12. D.A. Didenko and V.V. Pustovalov, J. Low Temp. Phys. 11, 65 (1973). 13. Yu.V. Milman, B.A. Galanov, and S.I. Chugunova, Acta Metall. Mater. 41, 2523 (1993). 14. С.В. Коновалов, Д.В. Загуляев, Ю.Ф. Иванов, В.Е. Гро- мов, Вестн. Нижегородского университета им. Н.И. Лобачевского 2, 33 (2011). 15. К.M. Youssef, R.O. Scattergood, K.L. Murty, and C.C. Koch, Scripta Materialia 54, 251 (2006). 16. H. Mecking and U. F. Kocks, Acta Met. 29, 1865 (1981). 17. J.M.S. Li, Trans. Metal. Soc. AIME 227, 239 (1963). 18. Г.А. Малыгин, УФН 169, 979 (1999). 19. Г.А. Малыгин, ФТТ 34, 2882 (1992). 20. A. Seeger, R. Berner, and H. Wolf, Z. Phys. 155, 247 (1959). 21. Р. Бернер, Г. Кронмюллер, Пластическая деформация монокристаллов, Мир, Москва (1969). 22. G.N. Kamm and G.A. Alers, J. Appl. Phys. 35, 327 (1964). 23. B. Noble, S.J. Harris, and K. Dinsdale, J. Mater. Sci. 17, 461 (1982). 24. Z.S. Basinski, Phil. Mag. 4, 393 (1959). 25. М.И. Замоторин, в кн.: Тр. Ленинградского политехни- ческого института, №180 (1955). 26. C.Y. Yu, P.W. Kao, and C.P. Chang, Acta Mater. 53, 4019 (2005). 27. N. Tsuji, Y. Ito, and Y. Minamoto, Scripta Mater. 47, 893 (2002). Localization of plastic deformation in ultrafine- grained Al and Al–Li at temperatures 4.2–350 K N.V. Isaev, P.A. Zabrodin, and A.V. Rusakova Ductility of coarse-grained (CG) and ultrafine- grained (UFG) Al and Al–Li processed by severe plas- tic deformation was investigated. The temperature de- pendences of uniform deformation εu(Т) before locali- zation by necking are examined as a result of dislocation density evolution and grain boundary ef- fects. A decrease in εu with temperature increase is Локализация пластической деформации в ультрамелкозернистых Al и Al–Li при температурах 4,2–350 К Low Temperature Physics/Физика низких температур, 2012, т. 38, № 10 1239 due to acceleration of screw dislocations annihilation which is controlled by Seeger double cross slip stress. A sharp decrease of εu in UFG materials as compare to CG is explained for by increasing yield stress and de- creasing work hardening rate due to the increased role of grain boundaries as obstacles, sources and sinks for dislocations. In this case the deformation and micro- hardness distributions along the sample becomes strongly nonuniform, and the εu value as a measure of ductility is not an indicator of high local ductility of the investigated materials. PACS: 62.20.F– Deformation and ductility; 62.20.–х Mechanical properties of solids. Keywords: plastic deformation, micrograin structure, aluminum alloys, necking.

Локализация пластической деформации в ультрамелкозернистых Al и Al–Li при температурах 4,2–350 К

Репозитарії

Схожі ресурси