- •ОСНОВНЫЕ ОБОЗНАЧЕНИЯ
- •СОКРАЩЕНИЯ
- •ВВЕДЕНИЕ
- •ГЛАВА 1. ОСНОВНЫЕ ПОНЯТИЯ И ОПРЕДЕЛЕНИЯ
- •ГЛАВА 2. МЕХАНИЗМЫ НЕУПРУГОГО ДЕФОРМИРОВАНИЯ
- •ГЛАВА 3. КИНЕМАТИКА НЕУПРУГОГО ДЕФОРМИРОВАНИЯ
- •ГЛАВА 4. ЖЕСТКОПЛАСТИЧЕСКИЕ МОДЕЛИ
- •ГЛАВА 5. УПРУГОПЛАСТИЧЕСКИЕ МОДЕЛИ
- •sign(x^)
- •ГЛАВА 7. УПРУГОВЯЗКОПЛАСТИЧЕСКИЕ МОДЕЛИ
- •ЗАДАЧИ И УПРАЖНЕНИЯ
- •БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК
- •ПРЕДМЕТНЫЙ УКАЗАТЕЛЬ
ГЛАВА 3. КИНЕМАТИКА НЕУПРУГОГО ДЕФОРМИРОВАНИЯ
3.1. У р а в н е н и е О р о в а н а
Рассмотрим монокристалл, ориентированный на одиночное скольжение краевых дислокаций в направлении оси xi в плоскости х\Ох^ (единичная нормаль п ориентирована вдоль оси Охг). Размеры кристал ла вдоль осей *1, Х2 и хз обозначим соответственно через а\, аз и аз. Тогда прохождение одиночной дислокации с вектором Бюргерса b при водит к сдвигу одной части кристалла относительно другой (в направ лении оси xi), величина которого может быть приближенно (в среднем) оценена сдвиговой деформацией:
у = arctg Ъ ) ъ а.2 J а2
Если дислокация «прошла» лишь некоторую часть Аа\ кристалла вдоль оси xi, то можно принять, что сдвиг составляет часть Аа\/а\ от введенного выше. Тогда, вводя среднюю длину свободного пробега дислокаций X и полагая, что подвижными являются п дислокаций дан ной системы скольжения, величину сдвига можно определить следую щим соотношением:
у = ЬрХ, |
(3.1) |
где р - плотность подвижных дислокаций (в данном |
случае |
р = паз!{а\агаз) —п!{а\аг)). Соотношение (3.1) может быть записано для любой к-й системы скольжения:
у® =Ь<к)р(к)Х(к), ^ |
(3 .2 ) |
Как известно, плотность дислокаций в металлах меняется в широких пределахот 1 0 - 1 0 см в отожженных кристаллах до 10 —10 см в сильно деформированных. Существуют специальные способы термооб работки, позволяющие снизить плотность дислокаций до 103 см-2.
Принимая плотность дислокаций постоянной и дифференцируя соотношение (3.2), можно для каждой системы скольжения получить выражение для скорости сдвига (уравнение Орована):
y = bpv, |
(3.3) |
где v - средняя скорость движения дислокаций. Следует заметить, что более корректным представляется использование в качестве исходного именно соотношение (3.7), где р - плотность подвижных дислокаций
втекущий момент деформирования. В этом случае нет необходимости
вгипотезе о неизменности плотности подвижных дислокаций. Кроме того, при таком ходе рассуждений точно выполняется аддитивность скоростей сдвигов по различным системам скольжения, принятая ниже. Суммируя скорости сдвига по всем системам скольжения рассматри ваемого кристалла, для монокристалла, деформируемого только путем скольжения краевых дислокаций, можно следующим образом опреде лить девиатор тензора деформации скорости:
N
(3.4)
*=i
Следует заметить, что использование соотношения Орована для скоростей сдвига вида (3.3) в физических теориях пластичности влечет за собой введение новых параметров модели, связанных с появлением неявных внутренних переменных - плотности подвижных дислокаций, и необходимость формулировки эволюционных соотношений для этих переменных. Данное обстоятельство затрудняет использование уравне ния Орована в физических моделях.
3.2. Моды НЕУПРУГОГО ДЕФОРМИРОВАНИЯ МОНОКРИСТАЛЛОВ
Скольжение
Основным механизмом неупругого деформирования монокри сталлов в физических теориях пластичности считается движение краевых дислокаций. Конечно, наряду с краевыми дислокациями в реальных моно- и поликристаллических телах наличествуют и вин товые дислокации, и множество других дефектов. То, что именно движущиеся дислокации являются основным источником появления необратимых деформаций, - это факт, подтвержденный огромным количеством экспериментов. Включение в рассмотрение только крае вых дислокаций обусловлено отчасти сложившейся в ФТП традици ей; кроме того, как известно [27], винтовые дислокации имеют большую энергию активации и меньшую плотность по сравнению
скраевыми дислокациями.
Вкристаллических телах плоскости залегания и ориентация век
торов Бюргерса, вдоль которых осуществляется трансляционное движе ние (скольжение) краевых дислокаций, известны; ими являются наибо лее плотно упакованные плоскости и направления. Так, в ГЦК-металлах
скольжение краевых дислокаций осуществляется в плоскостях системы {111} по направлениям <110>, соединяющим ближайшие в плоскости наиплотнейшей упаковки атомы (иначе говоря, в системе скольжения {111}, <110>), итого12 систем скольжения (СС). При повышенных температурах в некоторых ГЦК-кристаллах (например, в алюминии) на блюдается скольжение по трем плоскостям системы {100} по двум на правлениям <110>. В ОЦК-решетке трансляционное движение краевых дислокаций осуществляется в плоскостях {ПО}, {112} или {123} по на правлениям <111>; каждому из 4 направлений <111> соответствуют по 3 плоскости скольжения из систем плоскостей {ПО}, {112} и 6 плоско стей скольжения из системы {123}, так что полное число СС достигает 48 (рис. 3.1-3.4). В ГПУ-металлах скольжение имеет место по базисным
плоскостям {0 0 0 1 } в направлении ^ 1 1 2 0 ^, плоскости |l 1 2 2 j по
направлению (112 3); возможно также скольжение в так называемых
*2
Рис. 3.1. Система плоскостей скольжения {110} и соответствующие им направления <111> (ОЦК-решетка)
Рис. 3.3. Система плоскостей скольжения {123}
и соответствующие им направления <111> (ОЦК-решетка)
Напомним, что условием активации к-й СС является достижение ка сательного напряжения в ней некоторого критического напряжения T(cA) :
b (*)nw :e = x(c*), |
( X k ) |
(3.5) |
|
где п< >Ь( *( ^ ) - ориентационный тензор |
к-й системы |
скольжения; |
|
чаще в литературе в качестве ориентационного тензора |
к-й систе |
||
мы используется симметричная часть диадного произведения: |
|||
m (S)_ “ (n Ь +b |
n ), |
( 2 ). |
|
Нетрудно видеть, что ориентационный тензор является девиатором.
Таблица 3.1
Системы скольжения (СС) и двойникования (СД) ГПУ-кристаллов
Механизм деформации |
Плоскость |
Направление |
Количество |
|
систем |
||||
|
|
|
||
Базисное скольжение < а > |
(0 001) |
[ l l 2 0 ] |
3 |
|
Призматическое скольжение < а > |
( io io ) |
[ l l 2 0 ] |
3 |
|
Пирамидальное скольжение < а + с > |
(1 Ш ) |
[1 1 2 3 ] |
12 |
|
Двойники сжатия |
(1122) |
[1 1 2 3 ] |
6 |
|
Двойники растяжения |
(1012) |
[ i o n ] |
6 |
Следует отметить, что замена диады n(t)b(i) |
на симметризо- |
|
ванный ориентационный тензор |
не имеет корректного физического |
обоснования. Действительно, такая замена означает, что при активиза
ции реально существующей в кристалле к-Vi СС п(*)Ь(*) ( активиру
ется также другая СС с нормалью b(i) и направлением скольжения nw, которая в реальном кристалле может отсутствовать, в чем нетрудно убедиться, например, для ГЦК-кристаллов. Тем не менее в известных авторам работах симметризация используется всегда. Как представляет ся, данное обстоятельство связано с трудностями применения несим метричных мер деформированного и напряженного состояния, прежде всего - с отсутствием экспериментальных данных о (несимметричных) компонентах тензора упругих характеристик. Заметим, что в некоторых работах указанная симметризация осуществляется неявным образом, т.е. в законе Шмида и выражении неупругой составляющей тензора де формации скорости применяется несимметричный ориентационный тензор, но затем используется симметричный (по индексам первой и второй пар) тензор упругих характеристик п в законе Гука.
Условие (3.5), как отмечено выше, обычно называется законом Шмида, устанавливающим момент начала неупругого деформирования при достижении в системе скольжения критического значения каса тельного напряжения. При реализации (3.5) в одной системе скольже
ния говорят об одиночном скольжении; если кристалл подвергается на гружению, при котором дислокации начинают скользить в двух или бо лее системах, то говорят о двойном или множественном скольжении. При наличии К активных систем скольжения (т.е. СС, для которых удовлетворяется закон Шмида (3.5)) в произвольный момент деформи рования девиатор пластической составляющей тензора деформации скорости определяется соотношением
d P = Z m!s)y *) 5 |
(з.б) |
Лг=1
где у(к) ~ скорость сдвига в к-й СС.
Переползание
Как было отмечено выше, краевые дислокации могут испытывать локальные смещения в плоскости скольжения в направлении вектора Бюргерса, такое движения называется скольжением (или консерватив ным движением) краевых дислокаций. Однако возможно смещение дис локации перпендикулярно вектору Бюргерса в соседнюю плоскость скольжения. При таком движении необходимо устранить ряд атомов, образующих край экстраплоскости. Это может произойти путем диффу зии этих атомов в междоузлия или вакансий на эти места [56]. Такой процесс получил название переползания (неконсервативного движения) дислокаций, и его осуществление в значительной степени обусловлено термической активацией.
Заметим, что в случае винтовой дислокации «лишней» полуплос кости атомов нет, поэтому она может свободно скользить по любой плоскости, которая содержит линию дислокации и вектор Бюргерса.
В общем случае скольжения и переползания краевых и движения винтовых дислокаций выражение для девиатора деформаций скорости имеет вид [30]:
dp = - 6 : N, |
(3.7) |
где G - тензор (третьего ранга) Леви-Чивита, N - тензор третьего ран га, определяемый соотношением
В последнем соотношении / (b, 1, г) —функция распределения дис локаций в точке г по параметрам b и 1, где 1- единичный вектор, на правленный вдоль линии дислокации (для винтовой дислокации совпа дает с направлением вектора Бюргерса; для краевой дислокации векто ры I, b, п составляют правую тройку), v - скорость движения дислокации.
Двойникование
Другим механизмом неупругого деформирования является двойникование. Отметим, что двойникование может не вносить большого вклада в неупругую деформацию, но играет весьма важную роль в про цессе скольжения краевых дислокаций —основного механизма неупру гого деформирования. Процесс двойникования будет рассматриваться подобно скольжению краевых дислокаций. Используя две конфигура ции кристаллита: отсчетную конфигурацию (монокристалл находится в недеформированном состоянии, двойники отсутствуют) и актуальную (в монокристалле появляются несколько двойниковых прослоек), мож но показать, что осредненный (по кристаллиту) градиент места, описы вающий формоизменение двойникованием, имеет следующий вид:
(3.9)
где Е - единичный тензор; bftl, - направление сдвига двойника; пЛ„ - нормаль к плоскости двойникования;/- безразмерная величина, равная отношению объемов двойниковых прослоек, в которых произошел сдвиг, к объему всего кристаллита (объемная доля двойников); уы - ве личина постоянного сдвига двойника.
Полагая, что двойникование происходит непрерывно, / сущест вует и конечно, осредненный градиент скорости перемещений двойни кования для монокристалла в разгруженной конфигурации можно запи сать в виде [142]
(3.10)
Таким образом, двойникование может рассматриваться как «псев доскольжение» со скоростью «двойникового» сдвига /уп1, и ориентаци онным тензором t = bm,nmi. Для каждой fc-й системы двойникования вве
дем обозначение симметричного ориентационного тензора в акту альной конфигурации:
(Ь "* < Ч < > Ь « ) Г ',* = 1...Д2. |
(3.11) |
Неупругую составляющую тензора деформации скорости, связан ную с двойникованием, можно записать в виде, аналогичном (3 .6 ):
< = Z / (V t (t) |
(3.12) |
к
Условием активации к-й системы двойникования является дости жение касательного напряжения в ней некоторого критического напря жения т(с*>, условие записывается в виде, аналогичном закону Шмида (3.1.1):
t(*) :o = x<*>. |
(3.13) |
Приведенное соотношение позволяют включить двойникование в физические теории пластичности наряду с деформированием сколь жением дислокаций.
3.3. С т а т и с ти ч ес к и н а к о п л ен н ы е и гео м е т ри ч е с к и
НЕОБХОДИМЫЕ ДИСЛОКАЦИИ, ИЗГИБЫ-КРУЧЕНИЯ РЕШЕТКИ
В пионерских работах по физическим теориям дислокации раз личных знаков полагались равномерно распределенными по разным СС кристаллита; плотность дислокаций увеличивается с ростом неупругой деформации, дислокации вступают во взаимодействие, начинают обра зовывать различные субструктуры; однако часть дислокаций и при зна чительных деформациях примерно однородно распределена по кристал литам. Такие дислокации позднее стали называться «статистически на копленными дислокациями» (СНД). Однако при деформировании дислокации могут накапливаться перед различными препятствиями,
взависимости от процесса деформирования в различных областях кри сталлитов могут превалировать дислокации того или иного знака («из быточные дислокации»). С позиций кинематики появление такого неод нородного распределения дислокаций разных знаков объясняется необ ходимостью сохранения сплошности материала при наличии градиентов деформаций. Дислокации, образующие подобные неоднородные поля,
всовременных физических теориях пластичности называются «геомет рически необходимыми» (ГНД). Детальное рассмотрение теории гео метрически необходимых дислокаций, определение тензора их плотно сти через f p и градиент f p в отсчетной конфигурации содержатся в [81]. В цитируемой работе отмечается, что наряду со «статистически накоп ленными дислокациями» (СНД) [66], являющимися следствием однород ного пластического деформирования, вблизи областей неоднородности пластических сдвигов (например, в окрестности границ зерен) появляются дислокационные субструктуры типа стенок дислокаций, дислокационных ячеек и т.д., которые должны обеспечить совместность деформации ре шетки и обеспечить искривления —кручения решетки, которые и назы ваются «геометрически необходимыми дислокациями».
Понятно, что в случае возникновения неоднородностей пластической
деформации теории первого порядка не позволяют адекватно описать ис следуемые процессы, в связи с чем в этих случаях требуется применение моделей обобщенных континуумов. Например, предлагаемая в статье [90] градиентная модель основана на указанной концепции «геометрически не обходимых дислокаций». В соответствии с данной концепцией авторы представляют поликристалл совокупностью двух «фаз» - примерно одно родно деформируемых «ядра» зерен и бикристаллических зон, модели рующих участки границы каждого из зерен. В качестве основы для описа ния поведения «зон однородности» принята упруговязкопластическая мо дель [ПО], основанная на мультипликативном разложении Ли, изотропном гиперупругом законе, в котором в качестве мер напряженного и деформи рованного состояния выбраны соответственно второй тензор ПиолаКирхгоффа и тензор деформаций Коши-Грина, определенные в терминах промежуточной (разгруженной) конфигурации.
Основное отличие от известных моделей кристаллов заключается в упомянутой выше «двухфазности» материала. Поликристалл пред ставляется совокупностью «ядер» зерен и приграничных областейбикристаллов. При этом бикристаллические зоны подразделяются на две подобласти —«внутреннюю» и «внешнюю» (для каждого зерна), ка
ждая из этих подобластей «наследует» ориентацию систем скольжения зерен, примыкающих к моделируемому участку границы. На границе подобластей задаются дополнительные условия совместности по гради ентам места и напряжениям. Полные деформации в «ядре» зерен и осредненные деформации в каждом би-кристалле полагаются равными осредненным деформациям (т.е. принята гипотеза Фойгта).
Напряжения в зерне определяются осреднением по объему «ядра»
ибикристаллов, окружающих зерно (с учетом объемной доли «ядра»
ибикристаллической границы). В представительном объеме напряже ния определяются осреднением по совокупности зерен (сумма напряже ний в зернах, деленная на число зерен, составляющих представитель ный объем). Полагается, что ГНД накапливаются с ростом деформации во внутренней части бикристаллов, их плотность определяется разно стью пластических составляющих градиентов места в ядре и внутренней части бикристаллов. Появление ГНД связывают с дополнительным (по отношению к увеличению критических напряжений за счет СНД) уп рочнением систем скольжения. Предлагаемая модель использована для анализа одноосного растяжения образца с акцентом на проверку справед ливости соотношения Холла-Петча. Результаты расчетов по предлагаемой модели сопоставлялись с теоретическими результатами прямого конечно элементного моделирования и экспериментальными данными для поли кристаллической меди со средним размером зерна 14, 33 и 220 мкм, пока зано их хорошее соответствие. Дальнейшее развитие данной модели на двухфазный материал (суперсплав на основе никеля) содержится в ра
боте [167].
Построению физической теории, учитывающей наличие в дефор мируемом кристалле дислокаций двух типов - СНД и ГНД и основан ной на термодинамическом подходе, посвящена работа [163]. Рассмат ривается случай малых градиентов перемещений, в силу чего системы скольжения полагаются фиксированными в отсчетной конфигурации. Наряду с мультипликативным разложением градиента места, скоростью пластической составляющей последнего, выраженной через скорости сдвига по СС, используются ротор и скорость ротора пластической со ставляющей градиента места, выражаемой линейной функцией скорости сдвигов и градиента скорости сдвигов. Вводится эволюционное уравне ние для скорости суммарной (СНД+ГНД) плотности дислокаций, ско рость изменения которой также представляется квазилинейной функци ей скоростей сдвига и градиентов скоростей сдвига. Предлагается об
щая форма конститутивного соотношения, согласно которой отклик ма териала (например, тензор напряжений или свободная энергия) опреде ляется независящей от выбора системы отсчета функцией температуры, тензора деформаций Коши-Грина, плотности дислокаций, градиента температуры, скорости сдвигов и градиента скорости сдвигов.
Рассматриваются два метода вывода балансовых и конститутив ных соотношений, основанных на термодинамическом подходе (в обоих используется неравенство Клаузиуса-Дюгема). В первом из них, на званном моделью обобщенных внутренних переменных, сдвиги и гра диенты сдвигов вводятся в уравнение баланса энергии и энтропии неяв ным образом через зависимость свободной энергии от указанных пара метров. Во втором методе, названном «Модели внутренних степеней свободы», скорости сдвигов явным образом вводятся в выражение для скорости изменения полной энергии и энтропии, при этом появляется необходимость в определении дополнительных параметров, сопряжен ных с новыми степенями свободы.
Предлагаются два способа определения плотности ГНД. В первом из них, называемом моделью системы скольжения, векторная мера плотности ГНД определяется для систем скольжения через градиенты сдвигов по ним. Во втором способе, названном континуальным, вектор ная мера плотности ГНД вводится через ротор пластической состав ляющей градиента места. Для каждого из этих способов получены эво люционные уравнения для скорости изменения меры ГНД. В дальней шем плотности СНД и ГНД вводятся в качестве аргументов функции свободной энергии; установленные эволюционные уравнения для СНД и ГНД вводятся в структуру полученных на основе термодинамического подхода эволюционных и конститутивных уравнений. Для замыкания полученной системы уравнений требуется дополнительное соотноше ние, не вытекающее из термодинамики; в качестве такого уравнения ис пользуется экспоненциальная зависимость скоростей сдвигов по СС от энергии активации Гиббса и температуры. Описан алгоритм включения предлагаемых моделей в конечно-элементную процедуру.
Вариант градиентной модели вязкопластичности предложен в рабо те [100]. В мультипликативное разложение градиента места авторами вводится промежуточный член Г, переводящий пластически деформиро ванную конфигурацию в промежуточную (разгруженную), f = f e f s f p Указанный член разложения связан с наличием ГНД и определяется по
градиентам сдвигов в активированных СС; при этом ГНД порождают дальнодействующие поля внутренних напряжений. Скорости сдвигов в СС определяются степенным вязкопластическим законом, включаю щим как изотропное упрочнение, так и кинематическое, при этом оба члена в комбинированном законе упрочнения зависят от градиентов на копленных сдвигов. Детально описан алгоритм решения задачи. Решение задачи на макроуровне осуществлено с использованием МКЭ. Для анали за влияния градиентных членов рассмотрен пример одноосного цикличе ского нагружения (растяжение-сжатие) образца из монокристаллического алюминия с сужением в центральной части. Отмечается, что учет градиент ных членов ведет к более быстрому формированию шейки и к повышению неоднородности пластических деформаций по образцу.
Широкий обзор работ по дислокационным дискретным и контину альным моделям представлен в статье [135]. Значительной внимание уделяется мультипликативному разложению градиента места на разных масштабных уровнях (монокристалла и поликристаллического агрегата)
исвязи его пластической составляющей с плотностью ГНД.
Вработе [111] рассматривается модификация вязкопластической модели [63, 64]. Описание трансляционной моды деформации анало гично принятым в большинстве работ (мультипликативное разложение градиента места, степенной вязкопластический закон); при этом упру гими деформациями пренебрегается и упругая составляющая градиента места полагается ортогональным тензором. Выделяются симметричные
иантисимметричные части скоростей сдвигов и напряжений Коши. Из уравнения момента количества движения в пренебрежении массовыми моментами следует
2<т(А) + € ( V £ ) = 0, |
(3.14) |
где о(А) - антисимметричная часть тензора напряжений |
Коши, |
° А) = / /2 ( ° - ° Т) ’ Р - тен30Р моментных напряжений. Получено сле дующее выражение принципа виртуальной мощности:
jV S):6DdV + j p :SxdV = jt- 6vdS+ jp-5wdS, |
(3.15) |
v |
V |
s |
s |
где o(S) - симметричная часть тензора напряжений Коши, ю —вектор скорости «материального поворота» (вектор, ассоциированный с тензо ром вихря W), х = VtoT, t - вектор поверхностных сил, ц - вектор по верхностных моментов. Для понижения порядка аппроксимации пред лагается модификация уравнения (3.15), в которое вводится добавочный поверхностный интеграл, позволяющий учесть разрывы в моментных напряжениях на границах элементов. Приведен вывод конечно элементных соотношений. Отдельный раздел посвящен определяющим соотношениям для ротационной моды, в качестве которого предлагается линейное уравнение, связывающее тензоры моментных напряжений и скорости кривизны-кручения:
b = L ^ , |
(3.16) |
КХе
где L |
константа пропорциональности, |
1/2 |
Не |
||
Xe= (LX:XT)’/2 |
Эффективные моментные напряжения и кривизны- |
кручения полагаются связанными линейным соотношением ре = С %е.
С использованием предлагаемой модели решены задачи исследо вания поведения моно- и бикристалла с ГЦК-решетками при осадке в условиях плоскодеформированного состояния. Расчеты проводились как с учетом моментных напряжений, так и без них; во втором случае проведено сопоставление с моделью Бишопа-Хилла; отмечается, что при уменьшении показателя скоростной чувствительности вязкопласти ческой модели результаты приближаются к полученным по жесткопла стической модели (Бишопа-Хилла). Показано, что учет ротационной моды и моментных напряжений существенно влияет на форму свобод ной поверхности образца (особенно вблизи контактной поверхности и поверхности раздела в бикристалле) и на зависимость нагрузки от де формации.
К данному направлению относится работа [128]. Отмечается, что основанные на однородности деформирования (сдвигом) модели и свя занной этим однородности распределения дислокаций в системах скольжения оказываются недостаточно адекватными при описании по ведения материала на более малых масштабах. Для описания локальных
искажений (кривизн-кручений) кристаллической решетки требуется введение неоднородных дислокационных субструктур, которые авторы также относят к ГНД. В связи с этим приведенная в [127] модель моди фицируется введением дополнительной внутренней переменной - тен зора плотности геометрически необходимых дислокаций и кинетиче ского уравнения для неё, определяющего скорость изменения тензора ГНД через градиент скорости сдвигов. Последнее при использовании предлагаемой модели совместно с конечно-элементным пакетом требу ет в каждой гауссовой точке интегрирования вычисления указанных градиентов, что существенно усложняет процедуру интегрирования, в связи с чем значительная часть работы посвящена описанию предла гаемого авторами эффективного алгоритма интегрирования. Разрабо танный алгоритм встроен в коммерческий конечно-элементный пакет MSC.Marc200x и использован для анализа деформирования простым сдвигом монокристаллического алюминиевого образца. Сопоставление результатов расчета (кривые сдвиговые напряжения - сдвиговые деформа ции, интенсивности деформаций на боковой поверхности образца; сдвиго вая деформация - до 55 %) с полученными авторами экспериментальными данными показывают хорошее соответствие. Для анализа влияния мас штабного фактора проведены расчеты для образцов с уменьшенной высо той (1/2 и 1/10 от исходного); показано, что с уменьшением высоты образ ца повышаются сдвиговые напряжения и существенно изменяются поля плотности дислокаций и разориентаций решетки.
В статье [129], являющейся развитием рассмотренных выше работ авторов, отмечается важность учета в моделях поликристаллов границ зерен, которые могут служить мощными препятствиями для мобильных внутризеренных (решеточных) дислокаций. Предполагается, что под вижные дислокации могут пересекать границу зерен, оставляя в ней дислокацию ориентационного несоответствия (ДОП), параметры кото рой авторы предлагают определять из условия минимума энергии ДОН. Для моделирования влияния границ предлагается использовать, как и для внутренности зерен, вязкопластическую модель с дополнительной энергией активации, пропорциональной энергии образования ДОН. Для численной реализации модели также применяется конечно-элементный пакет MSC.Marc200x и специальные элементы для учета границ зерен.
Разработанная модель применена для анализа процесса деформи рования бикристалла с ГЦК-решеткой (алюминий) для трех разориентировок (авторы называют их «малой», «средней» и «большой»). В про
веденных экспериментах и численных расчетах (простой сдвиг до 50 %) показано, что по мере увеличения разориентировок возрастает неодно родность интенсивности деформаций в кристаллах, составляющих бик ристалл, что обусловлено возрастающим сопротивлением движению дислокаций границы кристаллов. Сопоставление результатов экспери ментально измеренных на боковой поверхности образца интенсивно стей деформаций и ориентировок с данными расчетов показывает хо рошее соответствие.
В статье [130] рассматривается модификация предложенной автора ми модели [128, 129] для описания поведения моно- и поликристаллов с ОЦК-решеткой. В отличие от ГЦК-кристаллов, где барьер Пайерлса мал по сравнению с сопротивлением дислокаций леса движению мобильных дислокаций, для ОЦК-кристаллов, напротив, можно пренебречь напряже ниями от леса дислокаций в сравнении с напряжением Пайерлса; в осталь ном модель не отличается от изложенной в цитируемых выше работах. Модифицированная модель использована для анализа деформирования бикристалла ниобия при выдавливании образца через прямоугольную мат рицу. Результаты расчетов сопоставляются с данными проведенных авто рами экспериментов. Отмечается, что лучшее соответствие достигается при использовании для ОЦК-решетки в качестве потенциально активных систем скольжения <111>, {110} и <111>, {112}.
3.4. Р о т а ц и о н н ы е м о д ы д е ф о р м и р о в а н и я ,
МОДЕЛИ РОТАЦИИ
В работах В.Е. Панина, В.В. Рыбина указывается, что существен ную роль в инициации поворотов решетки играет несовместность скольжения дислокаций в соседних зернах. Действительно, в реальном поликристалле происходит достаточно сложный процесс: при больших деформациях появляются субзерна, фрагменты, которые начинают раз ворачиваться, начиная от границ с соседними зернами. Активируется так называемая ротационная мода пластичности [34]: «Вследствие несо вместности пластической деформации в граничащих зернах возникают внутренние напряжения, активизирующие новые (аккомодационные) СС. В стыках фасеток зерен возникают разориентировки участков зерна, примыкающих к разным фасеткам (т.е. возникает стыковая дисклинация). Далее стыковая дисклинация распространяется в тело зерна, т.е.
превращается в обычную дисклинацию, образующую новую границу разориентации (границу фрагмента). С этой границей вновь взаимодей ствуют решеточные дислокации, вновь образуются стыковые дисклинации и т.д. Таким образом, процесс фрагментации начинается с границ зерен и постепенно распространяется в глубь зерен».
Разумеется, детальное описание столь сложной физики процесса на настоящем этапе вряд ли возможно, так как требуется введение еще одного масштабного уровня, внутренних переменных на нем, эволюци онных уравнений для внутренних переменных на основе анализа дейст вующих механизмов. Как правило, в многоуровневых моделях в рамках принятого ограничения иерархии масштабных уровней повороты ре шетки описываются интегрально по зернам (по существу, при больших деформациях под зернами надо понимать «эффективные» зерна со средними по объему зерна характеристиками), однако предпринимается попытка более детального учета физики процесса. С этой целью пово рот решетки (эволюция ортогонального тензора, связывающего КСК и ЛСК) представляется суммой двух составляющих: поворота решетки зерна в предположении его изолированности (далее этот поворот назы вается «материальным», который определяется ортогональным тензо ром, сопровождающим упругую деформацию) и поворота только ре шетки зерна при сохранении конфигурации зерен в физическом про странстве («решеточной» поворот), движущая сила этого поворота - несовместность движения дислокаций в соседних зернах.
Модели ротации решетки
Наиболее популярными моделями поворота решетки являются модель стесненного поворота Тейлора, определяющая спин решетки как разность тензора вихря и антисимметричной части тензора пластиче ских сдвигов, и модель, связывающая поворот решетки с материальным поворотом, определяемым ортогональным тензором, сопровождающим упругую деформацию.
Стесненный поворот по Тейлору
Согласно модели стесненного поворота Тейлора в современной интерпретации [178] градиент скорости перемещений на мезоуровне (уровне зерна) представляется в виде:
(3.17)
где V - оператор Гамильтона, определенный в актуальной конфигура ции, со, - антисимметричный тензор спина решетки зерна, остальные величины определены выше. Соотношение (3.17) предполагает для свя зи моделей мезо- и макроуровней (вместо первоначально используемой самим Тейлором [164] гипотезы однородности деформаций (гипотезы Фойгта)) использование «расширенной» гипотезы Фойгта, устанавли вающей однородность градиентов скоростей перемещений 1 = L . В силу того, что в рамках этой гипотезы материал полагается «стесненным» (деформации зерен ограничены соседями), модель Тейлора часто назы вают «полностью стесненной».
С учетом 1 = L из соотношения (3.17) тензор спина решетки зерна со, можно выразить следующим образом:
(3.18)
(=1
Отметим, что первоначально модель поворота решетки Тейлора была предложена для жесткопластической модели внутризеренного деформирования, поэтому анализ (3.18) Логично провести для такой модели. Тогда при отсутствии скольжения дислокаций деформирова ние отсутствует, вращение решетки зерна согласно (3.18) описывается тензором вихря tot = w —зерно вращается как жесткое тело, что соот
ветствует представлению движения согласно теореме Коши-Гельм гольца [31].
Модель «материального» поворота
Другим популярным для описания Поворотов решетки является следующий подход: для описания кинематики используется мультипли кативное разложение Ли градиента места, Поворот решетки связывается с материальным поворотом, который определяется ортогональным тен зором ге, сопровождающим упругую деформацию.
Отметим, что при использовании данной модели, как и при ис пользовании модели стесненного поворота Тейлора, принимается «рас ширенная» гипотеза Фойгта, предполагающая однородность градиентов деформации f = F (градиентов скоростей перемещений 1 = L ).
Градиент деформации F (транспонированный градиент места), ли нейно связывающий материальные отрезки dR в отсчетной Ко и d r в текущей К, конфигурациях (dr = F • dR ) представляется мультиплика тивным разложением упругой и пластической составляющих градиента деформации [31]:
F = (V r)T = F* • Fp = (Vxr)T • (V rx)T, |
(3.19) |
где R , r, r x - радиус-векторы частицы в отсчетной Ко, актуальной К, и
промежуточной (разгруженной) Кх конфигурациях (последняя получа ется из текущей разгрузкой до достижения нулевых напряжений), Vх - оператор Гамильтона, определенный в Кх; аналогичные соотношения справедливы на мезоуровне.
Упругая составляющая градиента деформации мезоуровня fe представляется в виде полярного разложения
f*= r* -u'= v'-r' |
(3.20) |
Материальный поворот связывают с ортогональным тензором ге, сопровождающим упругую деформацию (называемым также тензором ротации). Пластическая составляющая градиента деформации определя ется соотношением:
о о |
(3.21) |
f ' •«')■■= £ T> * > |
|
7=1 |
|
о о
где векторы Ь,-,ш —единичные векторы в направлении вектора Бюргерса (направления сдвига) и нормали для системы скольжения, опреде ленные в отсчетной конфигурации.
Таким образом, в результате воздействия (деформирования) про извольное зерно с некоторой ориентацией испытывает пластические сдвиги (без изменения ориентации решетки), упругие искажения и по
вороты; с последними связывается квазитвердое движение (конечные повороты как жесткого целого [31]), которое, в свою очередь, в рамках рассматриваемой модели и описывает поворот решетки зерна.
Сравнение моделей ротации решетки
Для сравнения (с математической точки зрения) вышеприведен ных моделей поворота решетки необходимо для модели «материально го» поворота определить спин решетки со2.
Используя разложение (3.19), полярное разложение (3.20), малость упругих деформаций, можно показать, что тензор спина решетки со2 при квазистатическом нагружении определяется согласно [57]:
|
со2 = we = w - wp —(В : о) • dp + dp • (В : о ) , |
(3.22) |
||
где w = W = i(L -L T), |
w ' = i ( i ' - 0 ' ) T) = i>,< b,n,-».b,). |
|
||
|
^ |
^ |
1=1 |
|
d<’ = i(i'+ (i< ')T) = |;Y 1(b,n,+n,b,), |
|
|
||
^ |
1=1 |
|
|
|
В = П |
1 - тензор четвертого ранга упругой податливости. |
|
Учитывая, что согласно модели стесненного поворота Тейлора спин
решетки есть со, = w - wp, получаем связь спинов решетки для моделей:
co2=co1-(B:<r)-dp+ dp -(B:o). |
(3.23) |
Таким образом, при квазистатическом деформировании рассмот ренные модели поворотов решетки в силу малости упругих деформаций В : а будут давать незначительно отличающиеся результаты.
Существующие в настоящее время ФТП можно разделить на три широких класса: жесткопластические модели, упругопластические мо дели и (упруго) вязкопластические модели [45—48]. Ниже остановимся на каждом из этих классов отдельно.
1.Выведите уравнение Орована.
2.Перечислите кристаллографические системы, по которым осу ществляется движение краевых дислокаций в ГЦК- и ОЦК-кристаллах.
3.По каким системам реализуются сдвиг и двойникование в ГПУкристаллах?
4.Что называется неконсервативным движением дислокаций, и за счет каких механизмов оно реализуется?
5.Приведите соотношение для тензора деформации скорости при произвольном движении краевых и винтовых дислокаций, проверьте его выполнение для скольжения и переползания одиночных дислокаций.
6.Приведите кинематические соотношения, определяющие де формирование при двойниковании.
7.Дайте определения статистически накопленных и геометриче ски необходимых дислокаций. Каковы физические механизмы их фор мирования? С помощью каких моделей они вводятся в описание неуп ругого деформирования?
8.Опишите физические причины возникновения поворотов кри сталлической решетки?
9.Опишите модель поворота Тейлора.
10.Приведите соотношения для описания «материального поворо та», сопоставьте их с уравнениям модели поворота Тейлора.