Пластическая деформация металлов - Хоникомб Р.
Скачать (прямая ссылка):
а) разрушение барьеров путем рекомбинации частичных дислокаций, составляющих сидячую дислокацию Ломер — Коттрела (имеется несколько возможных механизмов такого процесса);
б) обход барьеров путем поперечного скольжения по плоскостям, имеющим общее направление сдвига с первичной плоскостью скольжения.
Зегер [3] считает предпочтительной вторую возможность и отмечает, что наступление третьей стадии характеризуется появлением грубых полос скольжения с частым поперечным скольжением. Степень развития этого явления зависит от величины энергии дефекта упаковки данного металла. Металлы с относительно малой энергией дефекта упаковки для поперечного скольжения требуют высокой энергии активации, так как прежде, чем может произойти локальный акт поперечного скольжения, широкий дефект упаковки между частичными дислокациями должен сжаться, образуя отрезок нерастянутой дислокации. Так, для получения заметной скорости поперечного скольжения в меди при комнатной температуре необходимо приложить очень высокое напряжение. С другой стороны, в металле с большой энергией дефекта упаковки, таком, как алюминий, при комнатной температуре деформации третья стадия упрочнения появляется очень рано, поскольку дислокации не растянуты, вследствие чего поперечное скольжение может происходить при значительно меньшем приложенном напряжении.
Теории упрочнения металлов
129
Зегер [4] на основании результатов структурных исследований, описанных в гл 4, придерживается последней точки зрения. На третьей стадии длина линий скольжения не увеличивается, как можно было бы ожидать в случае разрушения барьеров Ломер — Коттрела. Зегер вывел следующее выражение для напряжения сдвига х, необходимого для слияния частичных дислокаций в лидирующей дислокации скопления:
где у — энергия дефекта упаковки, п — число дислокаций в скоплении.
Напряжение т соответствует напряжению тщ начала третьей стадии при температуре, достаточно низкой для того, чтобы исключить термическую активацию. Используя значения Тщ для свинца и алюминия при 4 К и подставляя в выражение (5.35) приближенные значения Guy, получаем п ж 25. Это число дислокаций в скоплении близко к тому, которое получается в зеге-ровской теоретической модели течения на второй стадии упрочнения;
§ 8. Гексагональные металлы
Большинство существующих теорий упрочнения относится к гранецен-трированным кубическим металлам, однако некоторое внимание было уделено также металлам с гексагональной плотно упакованной структурой. Зегер [3] отметил, что соотношение, связывающее напряжение течения с температурой и скоростью деформации, справедливо не только для гранецентри-рованных кубических металлов, но также и для гексагональных плотно упакованных. Таким образом,
r(T)=rG-{----Е-- для T^T0 (5.36)
X(T)=X0 для Т>Т0. (5.37)
Выше критической температуры T0 напряжение течения полностью отвечает компоненте xG. Коэффициент упрочнения 0 получается путем дифференцирования выражения (5.36) по деформации:
9=ж=^+!?1п^ при т<т° (5-38)
и
При комнатной температуре в кристаллах цинка и кадмия базисное скольжение преобладает до больших деформаций, поэтому первоначальный дислокационный лес остается в основном неизменным и величина v не изменяется с деформацией. Тогда второй член выражения (5.38) будет равен нулю и нужно использовать формулу (5.39). Напряжение xG выше было определено через величину плотности дислокаций на единицу площади N':
xG = abGVN''- (5.40)
Поскольку изменение N' с ростом деформации не зависит от температуры, отсюда следует, что скорость упрочнения не зависит от температуры и скорости деформации.
Экспериментальные результаты, приведенные в гл. 4, хорошо подтверждают правильность этого положения при температурах деформации, лежа-
9—1235
130
Глава 5
щих ниже области возврата, т. е. примерно ниже —50е С для кадмия и цинка. В области возврата с повышением температуры происходит снижение плотности дислокаций и во время деформации поддерживается некоторое равновесие между упрочнением и разупрочнением. Следовательно, в этой области температур коэффициент 6 будет зависеть как от температуры, так и от скорости деформации. При еще более высоких температурах, когда процесс возврата является доминирующим даже во время деформации, коэффициент упрочнения очень мал. Коэффициент упрочнения кристаллов цинка и кадмия мал по сравнению с общим упрочнением кристаллов меди и алюминия. Наблюдения подтверждают, что упрочнение гексагональных металлов сравнимо с упрочнением гранецентрированных кубических металлов на первой стадии, откуда следует, что дислокации пробегают большие расстояния. Мотт предположил, что большинство дислокаций достигает поверхности, и эта гипотеза находит подтверждение в существовании эффектов, связанных с поверхностными пленками, которые могут оказывать значительное влияние на процесс деформации.
Однако в действительности картина не так проста. Было показано, что базисное скольжение не является преобладающим в некоторых других гексагональных металлах, таких, как бериллий и титан, н даже для цинка и кадмия имеется много данных, указывающих на протекание скольжения по пирамидальным или призматическим плоскостям. Кроме того, скорость упрочнения быстро возрастает при низких температурах деформации и часто существенно увеличивается во время деформации при постоянной температуре (см., например, фиг. 4.34). Для разработки вполне удовлетворительной теории упрочнения необходимо получение дальнейшей информации о дислокационных реакциях в гексагональных металлах.
