Пластическая деформация металлов - Хоникомб Р.
Скачать (прямая ссылка):
В случае гексагональной плотно упакованной структуры подобное представление также возможно-с тем лишь отличием, что необходимо использовать двойной тетраэдр (фиг. 4.30). На фиг. 4.30 показано несколько различных типов дислокаций; векторы, соединяющие буквы одного типа (одного алфавита, латинского или греческого) (за исключением O)7 отвечают полным дислокациям, а векторы, соединяющие разнотипные буквы, представляют частичные дислокации.
Фиг. 4.30. дислокаций
Геометрия в гексаго-
нальной плотно упакованной структуре [93].
Деформация металлических кристаллов
109
1. Полные дислокации в базисной плоскости PQR с векторами Бюргерса, лежащими вдоль плотно упакованных направлений PQ, QR и RP.
2. Полные дислокации с векторами Бюргерса, перпендикулярными •базисной плоскости, представленные отрезками a? и т. д.
3. Полные дислокации с векторами Бюргерса, являющимися суммами a? и PQ, которые обычно обозначают как с + а, т. е. векторами типа -у- [1123]. Величина вектора равна двойному расстоянию между средними
точками на Ra и Q$.
4. Частичные дислокации в базисной плоскости (PO, QO и RO). Они являются дислокациями типа Шокли и так же, как и в гранецентрированной кубической решетке, образуются при диссоциации полных дислокаций в плотно упакованной плоскости:
PQ = PO + OQ.
Подобная реакция, как и в случае гранецентрированной кубической структуры, приводит к образованию участка дефекта упаковки, разделяющего две частичные дислокации PO и OQ. Это показано на фиг. 3.24, которая может иллюстрировать данный случай при соответствующих изменениях в индексах. В миллеровских индексах реакция имеет вид
а [11201 = ~ [01Ї01 + ~г [ЮЇ0].
Применяя правило Франка, мы видим, что в результате реакции энергия уменьшается.
5. Частичные дислокации с векторами Бюргерса, перпендикулярными ¦базисной плоскости, Oa, O? и обратные им по знаку.
6. Частичные дислокации, являющиеся комбинациями частичных дислокаций типа 4 и 5, а именно Pa, Qa7 Ra и т. д. Это приводит к другим возможным дислокационным реакциям, таким, как
Qa = QO + Oa.
Используя то, что энергия дислокации пропорциональна квадрату ее вектора Бюргерса, и полагая, что упаковка идеально плотная (с/а = = 1,633), можно рассчитать энергии возможных дислокаций (табл. 4.6). Векторы Бюргерса можно определить из геометрии (фиг. 4.30).
Таблица 4.6
Дислокации в гексагональной структуре
Тип дислокации Энергетический множитель Тип дислокации Энергетический множитель
ш J a? = с 11 о РО = р аО = с/2 ра = с/2 + р С" 2 2 а2
4. Кривые напряжение—деформация для гексагональных металлов;
упрочнение
В гл. 2 мы кратко рассмотрели кривые упрочнения кристаллов цинка, кадмия и магния, которые характеризуются очень низким коэффициентом упрочнения при комнатной температуре до сдвиговых деформаций примерно 200%. Такой тип деформации является результатом скольжения по базис-
110
Глава 4
ной плоскости, когда она благоприятно ориентирована по отношению к оси растяжения. Наиболее основательные исследования базисного скольжения были проведены на кристаллах цинка, деформируемых простым сдвигом (фиг. 4.31) в специально сконструированной установко 180J, которая позволяет сдвигать образец по базисной плоскости в одном из плотно упакованных
Фиг. 4.31. Монокрпсталличсскпе образцы щшка, изготовленные химическим путем и предпазначршшс для испытаний па сдвиг [80].
а — протравленный сферический кристалл; о — кристалл, расколотый для выявления базисной шш скости; в — образец дли испытаний па сдипг, и:*готин;|ешшп путем химической обработки; г — образец после испытаний па един і- (деформации 100%).
направлений. В таких экспериментах получаются почти линейные кривые напряжение — деформация (фиг. 4.32) до сдвиговой деформации 50—100% с очень низким коэффициентом упрочнения (~10~4 G), который типичен для металлов, деформирующихся исключительно по одной системе скольжения, например для г. ц. к. кристаллов на стадии легкого скольжения. Влияние включения двух систем скольжения легко наблюдать путем пово рота сдвигаемого образца таким образом, чтобы направление сдвига являлось биссектрисой угла между двумя плотно упакованными направлениями. Наклон получаемой при этом кривой напряжение — деформация существенно больше, чем для образца, деформируемого единичным скольжением (фиг. 4.32). Базисное скольжение не вызывает серьезных искажений решет ки, и пятна рентгеновской лауэграммы от деформированного кристалла остаются все еще резкими после удлинения на 100% [81]. Более того, после отжига кристалл полностью восстанавливается без рекристаллизации. В экспериментах с испытаниями на сдвиг оказалось возможным деформировать кристалл до сдвиговой деформации 50%, проводить восстанавливаю щий отжиг и затем снова получать первоначальную кривую напряжение -деформация, успешно повторяя это до девяти раз [80].
Такие эксперименты показывают, что дислокации должны очень легко двигаться сквозь кристалл, встречая мало препятствий. Только очень небольшая доля образовавшихся дислокаций остается в кристалле после дефор мации, и они легко удаляются путем восстанавливающего отжига. Тот факт, что средняя длина пробега дислокаций велика, подтверждается экспери
