Пластическая деформация металлов - Хоникомб Р.
Скачать (прямая ссылка):
1) преодоление сил Пайерлса — Набарро;
2) отрыв дислокаций от атмосфер примесных атомов;
3) прорыв через тонкие выделения;
4) неконсервативное движение дислокационных ступенек;
5) поперечное скольжение.
Последовательно используя термодинамические соображения, он пришел к заключению, что силы Пайерлса — Набарро являются эффективным фактором, контролирующим скорость движения дислокаций и приводящим к сильной температурной зависимости напряжений течения. Однако для достаточно удовлетворительного разрешения этого вопроса необходимы дальнейшие эксперименты на о. ц. к. кристаллах с предельно низким содержанием примесей.
4. Кривые напряжение—деформация объемиоцентрированиых кубических кристаллов
На начальной части кривой напряжение — деформация о. ц. к. кристаллов часто наблюдается острый перегиб вследствие наличия резкого предела текучести, который обусловлен присутствием таких примесей внедрения, как углерод, азот или кислород. Последующая форма кривой упрочнения также чувствительна к таким примесям; это было показано [57] на кристаллах ниобия тождественной ориентировки, но с различным числом проходов зоны плавления при их приготовлении методом зонной очистки (фиг. 4.27). На кривой упрочнения для наиболее чистого кристалла не обнаруживался предел текучести, и по величине напряжений эта кривая находилась на самом низком уровне.
Наиболее общим свойством кривых упрочнения о. ц. к. металлов является возможность представить их в виде параболы
а = O0 + аеЧ (4.6)
что подтверждается примерами для молибдена [56], тантала [58] и железа [62]; однако часто имеются отклонения от такого поведения. Типичные кривые напряжение сдвига — сдвиговая деформация для очищенного (зонной плавкой) ниобия, испытываемого в температурном интервале 77—513 К, представлены на фиг. 4.28; можно видеть, что скорость упрочнения мала по сравнению со второй стадией в гранецентрированных кубических кристаллах и что она уменьшается с понижением температуры в исследованной области. При всех температурах деформация осуществлялась путем скольжения; двойникования не наблюдалось.
Деформация металлических кристаллов
103
Кристаллы ниобия деформируются до более высоких степеней деформации, чем большинство других о. ц. к. кристаллов, и при этом проявляются три стадии упрочнения (фиг. 4.27), которые на первый взгляд похожи на
1_I_і_і-1-1-1
О 0,2 ОЛ 0,6 0,0 tfi
Сдвиговая деформация
Фиг. 4.27. Кривые напряжение — деформация кристаллов ниобия различной степени чистоты при 295 К (указано число проходов зоны) [57].
подобные изменения в случае г. ц. к. кристаллов. Однако было обнаружено, что наступление более крутой второй стадии весьма точно отвечает появлению двойного скольжения в отли- . чиє от случая г. ц. к. металлов. 3^L Это наблюдение согласуется с тем N * фактом, что протяженность первой 1-V7K стадии упрочнения увеличивается с удалением от симметричной границы [001] — [101] и по крайней мере внешне эквивалентна ориен-тационной зависимости легкого скольжения в г. ц. к. кристаллах. Образования четко выраженных широких полос скольжения по первичной системе, которые столь обычны для третьей стадии деформации г. ц. к. кристаллов, не обнаруживается.
Кривые напряжение — деформация чувствительны также к ориентировке кристалла. Так, например, Жауль и Гонзалец [63] обнаружили три стадии упрочнения в кристаллах железа только «мягких» ориентировок; эти наблюдения подтвердил Ke [64], который получил трехстадийные кривые, когда скольжение происходило по одной системе, но при действии большего числа систем в деформируемых кристаллах получил параболические кривые упрочнения.
O7Z M Ofi Сдвиговая деформация
Фиг. 4.28. Температурная зависимость вида кривых напряжение — деформация ниобия, очищенного зонной плавкой (скорость деформации 4,5-10-6 с-1) [57].
104
Глава 4
5. Дислокации в объеиноцентрированноя кубической решетке
Направлением скольжения в о. ц. к. кристалле всегда является наиболее плотно упакованное направление (111), а самый короткий вектор в решетке равен-^-а(111 >. По-видимому, наиболее важной дислокационной реакцией является реакция типа
¦|-а[111] + -|-а[Ш] = а[400],
так как дислокации типа a (100) часто наблюдаются в дислокационных сетках [65]. Другая реакция, предложенная Крюссаром [66], имеет вид
a [111] -> --a [111] +Ia[Hl].
Движение дислокаций в о. ц. к. кристаллах изучалось как косвенно — по ямкам травления, так и непосредственно — методом электронной микроскопии. В железе с 3% кремния краевые компоненты дислокаций пробегают значительно большие расстояния, чем винтовые, что подтверждается наблюдениями картины скольжения, так как винтовые компоненты длинные и обычно расположены вдоль направлений (111 >. Однако винтовые компоненты очень легко совершают поперечное скольжение, так что линии скольжения расширяются. Такое явление наблюдалось также на ниобии. Простая дислокационная картина, видимая после деформации на 1—2%, быстро перерождается в ячеистую структуру, где стенки ячеек содержат сложно-переплетенные скопления дислокаций, плотность которых увеличивается до деформаций порядка 20%. В железе при очень низких температурах ячеистая структура развивается значительно труднее, т. е. при более высоких степенях деформации.
