Пластическая деформация металлов - Хоникомб Р.
Скачать (прямая ссылка):
Легирование пропорционально повышает критическое напряжение сдвига для скольжения по всем возможным системам, так что для возникновения
10*
148
Глава 6
участков вторичного скольжения, характеризующих конец первой стадии, требуются более высокие локальные напряжения по сравнению с чистым металлом. Если считать, что эти напряжения обусловлены плоскими скоплениями дислокаций в первичной системе, то оказывается, что нужны более мощные скопления, а они будут возникать только в том случае, если стадия легкого сколыкения в сплаве протяженнее, чем в чистом металле.
Для кристаллов чистых металлов «мягких» ориентировок коэффициент упрочнения на первой стадии приблизительно равен 3-Ю"4 G. Измерения на кристаллах сплавов показывают, что коэффициент упрочнения несколько
20
12
a s
W
Т*295К
- „ s Jf
_ го
/0-
Г I // 20 і і і і
0 0,3 0,6 05 UZ I? Ко 0 0,3 0,6 O1S IZ /,5 Кб Сдвиговая деформация
Фиг. 6.18. Кривые напряжение сдвига — сдвиговая деформация монокристаллов сплавов никель — кобальт при 295 и 90 К [31].
8 — уровень напряжения, при котором ориентировка кристалла пересекает симметраль. Цифры обозначают концентрацию кобальта в сплаве. Разрывы на кривых возникают вследствие использования различных критериев для расчета т начиная от точки, где наступает двойное скольжение.
меньше — порядка (1—2) •1O-4 G. Этого следовало ожидать, поскольку повышение критического напряжения сдвига за счет добавления легирующих элементов в твердый раствор приводит к затруднению движения дислокаций по вторичным системам.
Вторая стадия характеризуется заметным увеличением коэффициента упрочнения, величина которого того же порядка, что и для чистых металлов; однако протяженность этой стадии значительно больше и обычно достигается сдвиговая деформация 75—80%, прежде чем коэффициент упрочнения начинает уменьшаться. Имеются основания считать, что начало второй стадии связано с образованием барьеров Ломер — Коттрела или других эффективных препятствий, а ее конец характеризуется массовым обходом препятствий путем поперечного скольжения винтовых дислокаций, что приводит к формированию полос скольжения. Тенденция к развитию грубых полос скольжения в разбавленных твердых растворах меньше, чем в чистых металлах.
Задержка с переходом к третьей стадии связана, по-видимому, по крайней мере частично, с влиянием растворенных добавок на энергию дефекта упаковки [47]. Недавними исследованиями было показано, что такие добавки обычно понижают энергию дефекта упаковки, в некоторых случаях до очень малых значений (фиг. 6.19). Например, добавка 15 ат.% алюминия понижает энергию дефекта упаковки меди или серебра от 30—40 эрг/см2 до примерно 2 эрг/см2 (фиг. 6.19). Это означает, что в твердом растворе с гранецентрированной кубической структурой дислокации более склонны, чем в чистых металлах, к расщеплению на частичные, разделенные дефектом упаковки.
В гл. 4 показано, что вследствие более низкой энергии дефекта упаковки в меди по сравнению с алюминием поперечное скольжение и начало третьей стадии на кривой упрочнения задерживаются. Точно так же можно ожидать, что в твердых растворах на основе меди третья стадия будет наступать позд-
Твердые растворы
149
нее, чем в чистой меди, вследствие необходимости приложения дополнительных сил для локального стягивания широко расщепленных дислокаций. Для образования подобных локальных стяжек требуются высокие напряжения, и этот процесс является необходимым предварительным условием
Содержание Al, am. %
Отношение е/а
а
1,0 1,1 KZ I1O
Отношение е/а
Фиг. 6.19. Влияние добавки алюминия на величину энергии дефекта упаковки меди (о) [50] и изменение энергии дефекта упаковки твердых растворов на основе серебра (б) [61].
для осуществления поперечного скольжения. Однако сплавы алюминия с медью или магнием, которые имеют относительно высокую энергию дефекта упаковки, тем не менее обнаруживают значительно большее упрочнение на второй стадии, чем чистый алюминий. В противоположность этому твердые растворы алюминия с серебром ближе по своему поведению к чистому алюминию. Атомы меди и магния, существенно отличающиеся по своим размерам от атомов алюминия и серебра, вызывают значительно большие иска-
150
Глава 6
жения в решетке алюминия, чем атомы серебра, возможным следствием чего является затруднение поперечного скольжения и образование менее выраженных грубых полос скольжения [39].
Вследствие задержки развития третьей стадии упрочнения в кристаллах твердых растворов при низких температурах переход к этой стадии лучше наблюдать при повышении температуры деформации. На фиг. 6.20 показаны кривые напряжение — деформация для кристаллов сплава меди с 5% цинка при различных температурах; видно, что третья стадия проявляется только при 673 К. Образец, деформированный при 77 К, после удлинения на 20% все еще находится на первой стадии упрочнения.
Удлинение, %
Фиг. 6.20. Кривые напряжение — деформация кристаллов сплава меди с 5 ат.% цинка при различных температурах [35].
