Механизм пластической деформации

Механизм пластической деформации рассмотрим на примере деформации монокристалла. Пластическая деформация в монокристалле осуществляется путем сдвига одной его части относительно другой. Сдвиг вызывают касательные напряжения, когда их значение превышает критическое тк.

Имеется две разновидности сдвига: скольжение и двойникование (рис. 4.2). При скольжении одна часть кристалла смещается параллельно другой части вдоль плоскости, называемой плоскостью скольжения или сдвига (рис. 4.2, а). Скольжение — основной вид сдвига в металлах и сплавах. Деформация двойникованием представляет собой перестройку части кристалла в новое положение, зеркально симметричное к его недеформированной части (рис. 4.2, б). Плоскость зеркальной симметрии называют плоскостью двойникования. При двойниковании атомные плоскости кристалла сдвигаются параллельно плоскости двойникования на разные расстояния. Часть кристалла, в которой в результате двойникования произошла переориентация кристаллической решетки, называют двойником деформации. По сравнению со скольжением двойникование имеет второстепенное значение. Роль двойникования возрастает, когда скольжение затруднено. В металлах с ОЦК и ГЦК решетками двойникование наблюдается лишь при низких температурах или высоких скоростях деформирования. При нормальных условиях в металлах с ГПУ решеткой деформация развивается как двойникованием, так и скольжением. Механизм двойникования сложен и в дальнейшем не рассматривается.

Деформация скольжением развивается по плоскостям и направлениям, на которых плотность атомов максимальна (рис. 4.3). Плоскость скольжения вместе с направлением скольжения, принадлежащим этой плоскости, образует систему скольжения. Число систем скольжения неодинаково в металлах с разным типом решеток. У металлов с ГЦК решеткой ( и др.) скольжение идет по плоскостям в направлениях Четыре плоскости скольжения и три направления скольжения в каждой из них образуют 12 эквивалентных систем скольжения.

В металлах с ОЦК решеткой скольжение развивается по плоскостям в направлениях число систем скольжения — 48.

У металлов с ГПУ решеткой при скольжение развивается по плоскости базиса, в которой находятся три эквивалентных направления. Эти металлы менее пластичны, чем металлы с ОЦК и ГЦК решетками. Число систем скольжения может увеличиться, если уменьшаются критические напряжения сдвига в других

Рис. 4.3. Системы скольжения в металлах с и ГПУ (в) решетками; заштрихованы плоскости наиболее легкого скольжения: 1 — плоскость (112); 2 - плоскость (123); 3 — плоскость базиса; 4 — пирамидальная плоскость скольжения; 5 — призматическая плоскость скольжения

плоскостях с менее плотной упаковкой атомов. Увеличение количества систем скольжения сопровождается повышением способности металла к пластической деформации. В частности, при у циркония и титана скольжение идет по плоскостям базиса, пирамидальным и призматическим плоскостям, так как близки значения критических напряжений сдвига в этих плоскостях. Поэтому эти металлы более пластичны, чем магний или цинк, у которых скольжение идет только по плоскостям базиса.

Элементарный акт сдвига - это смещение одной части кристалла относительно другой на одно межатомное расстояние (рис. 4.4). В идеальном кристалле, в котором нет дефектов структуры, в скольжении должны одновременно участвовать все атомы, находящиеся в плоскости сдвига. Для такого синхронного «жесткого» сдвига требуется, как показывают расчеты, критическое касательное напряжение (G - модуль упругости сдвига). Эту величину тк называют теоретической прочностью кристалла. В реальных кристаллах для сдвига на одно межатомное расстояние требуются напряжения около , что в 1000 раз меньше теоретического значения. Низкая прочность реальных кристаллов обусловлена их структурным несовершенством.

Пластическая деформация в реальных кристаллах осуществляется путем последовательного перемещения дислокаций (см. рис. 4.4). Дислокация легко движется в той плоскости, в которой находятся дислокационная линия и ее вектор Бюргерса. Под действием касательного напряжения избыточная полуплоскость в верхней части кристалла соединяется в одну атомную плоскость с расположенной ниже частью соседней

Рис. 4.4. Схема перемещения краевой дислокации при скольжении

атомной плоскости. Оставшаяся ее часть становится новой полуплоскостью, которая заканчивается краевой дислокацией. Незначительного смещения небольшой группы атомов оказывается достаточно для перемещения дислокации на одно межатомное расстояние (рис. 4.4, а, б). При постоянно действующем напряжении дислокация как бы по эстафете передается от одной атомной плоскости к другой, последовательно вытесняя при этом каждый соседний «правильный» ряд атомов. Процесс повторяется до тех пор (рис. 4.4, в), пока дислокация не выйдет на поверхность кристалла и его верхняя часть сдвинется относительно нижней на одно межатомное расстояние (рис. 4.4, г). При этом на поверхности кристалла образуется ступенька величиной в вектор Бюргерса.

В плоскости скольжения обычно расположены десятки дислокаций. Их последовательное перемещение вдоль плоскости скольжения развивает процесс пластического течения. Высота ступеньки при этом увеличивается пропорционально числу дислокаций, выходящих на поверхность кристалла. Ступенька, видимая под микроскопом, называется линией скольжения. Деформация развивается неоднородно, линии скольжения располагаются на различном расстоянии друг от друга. Группы близко расположенных линий скольжения образуют полосы скольжения. Пластическая деформация монокристаллов развивается, в первую очередь, по той системе скольжения, где касательные напряжения раньше достигают критической величины. Начальную стадию деформации называют стадией легкого скольжения; деформация монокристалла на этой стадии может достигать десятков процентов. С ростом деформации скольжение распространяется на другие системы, и возникает множественное скольжение. На этой стадии дислокации перемещаются в пересекающихся плоскостях, возрастает сопротивление их движению, и образуется сложная дислокационная структура.

Скольжение дислокаций не связано с диффузией, так как происходит без переноса массы. Этим объясняется сравнительная легкость такого передвижения дислокаций и при отрицательных температурах, когда скорость диффузии мала.

В процессе скольжения возникают новые дислокации, и их плотность повышается от до (более высокую плотность получить нельзя из-за появления трещин и разрушения металла). Существует несколько механизмов образования новых дислокаций, важным из них является источник Франка-Рида (рис. 4.5). Под действием касательного напряжения закрепленная дислокация выгибается, пока не примет форму полуокружности. С этого момента изогнутая дислокация распространяется самопроизвольно в виде двух спиралей. При встрече спиралей возникают расширяющаяся дислокационная петля и отрезок дислокации. Отрезок занимает исходное положение, и генератор дислокаций готов к повторению цикла. Один источник Франка-Рида способен образовать сотни новых дислокаций.

В основе упрочнения металла при деформировании лежит прежде всего повышение плотности дислокаций.

Движению дислокаций мешают различные препятствия границы зерен,

Рис. 4.5. Последовательность образования (1 — 7) новой дислокации при действии источника Франка — Рида

Рис. 4.6. Схема переползания дислокации (а-в): 1 — перемещение атома на место вакансии; 2 — уход атома от дислокации; 3 — начало переползания дислокации; 4 — частица второй фазы, блокирующая скольжение дислокации; 5 — дислокация; 6 — новое положение дислокации после переползания; 7 — направление скольжения дислокации

межфазные поверхности, дислокации, пересекающие плоскость скольжения. Через некоторые препятствия дислокации проходят, но при более высоких напряжениях. Такими препятствиями являются, например, пересекающиеся с плоскостью скольжения дислокации. Границы зерен являются непреодолимыми препятствиями, перед ними дислокации скапливаются. Каждое скопление дислокаций создает поле напряжений, отталкивающее приближающуюся дислокацию. Чем больше дислокаций в скоплении, тем сильнее отталкивание и тем труднее деформируется металл. Когда плотность дислокаций в скоплении достигает определенного значения, в этом месте зарождается трещина.

При нагреве выше 0,3 7 Ш] начинает действовать другой механизм перемещения дислокаций-переползание. Оно представляет собой диффузионное смещение дислокации в соседние плоскости решетки в результате присоединения вакансий (рис. 4.6). Вакансии присоединяются последовательно к краю избыточной полуплоскости, что равносильно перемещению края на один атомный ряд вверх. Вакансии «атакуют» дислокацию в разных местах и поэтому на ней появляются ступеньки. По мере присоединения вакансий дислокация на значительном участке своей длины смещается на десятки плоскостей решетки. В результате переползания ослабляется тормозящий эффект частиц второй фазы. Переместившиеся дислокации далее сдвигаются путем скольжения под действием напряжения. При нагреве выше вакансии весьма подвижны, а необходимое число вакансий создается пластической деформацией.