Автор: Полухин П.И.
Теги: механика деформируемых тел упругость деформация физика механика издательство машиностроение
Год: 1982
Текст
П.И.Палухин
С.С.Горелик
В.К.Воронцов
ПЛАСТИЧЕСКОЙ
ДЕФОРМАЦИИ
11. И. Полухин
С. С. Горелик
В. К. Воронцов
ФИЗИЧЕСКИЕ
ОСНОВЫ
ПЛАСТИЧЕСКОЙ
ДЕФОРМАЦИИ
ДОПУЩЕНО МИНИСТЕРСТВОМ ВЫСШЕГО И СРЕДНЕГО
СПЕЦИАЛЬНОГО ОБРАЗОВАНИЯ СССР
В КАЧЕСТВЕ УЧЕБНОГО ПОСОБИЯ
ДЛЯ СТУДЕНТОВ ВУЗОВ, ОБУЧАЮЩИХСЯ
ПО СПЕЦИАЛЬНОСТИ «ОБРАБОТКА МЕТАЛЛОВ ДАВЛЕНИЕМ»
МОСКВА «МЕТАЛЛУРГИЯ»
1982
УДК 539.3; 539.4; 546.3(022) (075.8)
Рецензенты: чл.-корр. АН СССР Ч. В. Копецкий, кафедра пла-
стической обработки металлов Ленинградского ордена Ленина поли-
технического института имени М. И. Калинина
УДК 539.3; 539.4; 546.3(022) (075.8)
Физические основы пластической деформации. Учебное пособие для
вузов. Полухин П. И., Горелик С. С., Воронцов В. К. М.,
«Металлургия», 1982. 584 с.
Дан анализ структуры и свойств чистых металлов и сплавов,
монокристаллов и поликристаллических агрегатов при пластической
деформации с привлечением теории дислокаций. Приведены совре-
менные физические представления о механизмах пластической де-
формации, явлений упрочнения, разупрочнения, разрушения, тексту-
рообразования в зависимости от типа кристаллической решетки, ви-
да легирования, температуры и скорости деформации, размера
зерна, фазового состояния и др. Рассмотрены физические основы
разработки новой и усовершенствования существующей технологии
обработки давлением, включая ТМО и обработку в условиях сверх-
пластичности.
Учебное пособие для студентов металлургических, машино-
строительных и политехнических вузов, обучающихся по специаль-
ности 0408 «Обработка металлов давлением». Может быть исполь-
зовано аспирантами, инженерами и студентами специальностей: ме-
талловедение, термическая обработка, а также физика металлов.
Ил. 306. Табл. 17.
п 2704030000—033
040(01) —82
40-81
© Издательство «Металлургия», 1982
IIPI НПСЛОВИЕ
< огроменные теоретические и технологические осно-
....щаботки металлов давлением основаны на слож-
им 1 комплексе разделов физики и механики твердого
о ы. физики реального кристалла, физического метал-
ним шпия, физической химии, теории деформационного
• р‘ пня и др.
Вопросы физики пластичности и прочности составля-
ли один из фундаментальных разделов физического ме-
। .1-июведения и физики твердого тела. Закономерности
и i n i пиеской деформации — одного из самых распрост-
р.нк'ппых технологических способов производства изде-
|||и представляют значительный практический инте-
р<’< Пластическая деформация как технологический
• погиб обработки металлов используется для изменения
фирмы изделий, а также структуры и соответственно
« noiicTB металла. Эти задачи часто решаются одновре-
менно. Пластическая деформация в реальных условиях
ч.к io проявляется как непреднамеренный процесс, при-
ни |ящий к релаксации напряжений, вызванных градиен-
|ом температур или сил трения, разностью коэффициен-
|ив термического расширения и удельных объемов фаз
н чр.
В настоящее время резко возрастают требования,
предъявляемые к качеству материалов и изделий,
1 уровню и стабильности их свойств. Расширяется круг
материалов, подвергаемых пластической деформации,
и усложняется их состав. Внедряются такие схемы и ме-
тоды деформации, как высокоскоростная, в условиях
гермомеханического воздействия, сверхпластичности
н чр. •
Это требует от специалистов в области пластической
'((‘формации и прежде всего технологов по обработке
металлов давлением глубокого понимания атомных ме-
ханизмов деформации и природы факторов, влияющих
па них.
Предлагаемое учебное пособие представляет собой
расширенный курс лекций «Физические основы пласти-
ческой деформации», читаемый на протяжении несколь-
ких лет в Московском институте стали и сплавов. Ис-
пользован также опыт Ленинградского, Горьковского,
Свердловского политехнических институтов, МГУ и дру-
।их вузов. \
3
Оно написано на базе современных представлений о
дислокационной структуре металлов. В нем рассматри-
ваются структурные несовершенства кристаллов, меха-
низмы пластической деформации, особенности пластиче-
ской деформации моно- и поликристаллов, изменение
структуры и свойств, вызываемые деформацией и после-
дующим нагревом, динамическая рекристаллизация и др.
Анализируются технологические свойства металлов и
сплавов, такие как сопротивление деформации (напря-
жение течения) и пластичность — особо важная харак-
теристика, поскольку обработка давлением допустима
только до тех пор, пока пластичность материала исчер-
пана не до конца.
Объединенными усилиями экспериментаторов и тео-
ретиков, среди которых необходимо отметить В. Т. Рида
(США), А. X. Коттрелла (Англия), Ж- Фриделя (Фран-
ция), Я. И. Френкеля, Г. В. Курдюмова, И. А. Одинга и
В. И. Трефилова (СССР), А. Зегера (ФРГ) и др., учение
о нарушениях (дефектах) кристаллической структуры
стало базой, на которой развиваются современные пред-
ставления о природе прочности, пластичности, разру-
шения.
Современная теория дислокаций не только качествен-
но объясняет особенности прочности и пластичности раз-
личных материалов в разных условиях, но в некоторых
случаях позволяет дать и количественную оценку меха-
нических и технологических свойств металлов и сплавов.
Авторы выражают глубокую благодарность чл.-корр.
АН СССР Ч. В. Копецкому, а также коллективу кафед-
ры пластической обработки металлов Ленинградского
политехнического института и ее заведующему проф.
докт. техн, наук А. К. Григорьеву за критический разбор
рукописи учебного пособия и полезные советы, выска-
занные при ее рецензировании, которые способствовали
улучшению книги.
I .'I Л ВЛ I
МЕЖАТОМНЫЕ СИЛЫ,
МЕТАЛЛИЧЕСКИЕ КРИСТАЛЛЫ
И ИХ УПРУГИЕ СВОЙСТВА
I ( ИЛЫ СВЯЗИ В КРИСТАЛЛЕ.
КРИСТАЛЛИЧЕСКОЕ СТРОЕНИЕ МЕТАЛЛОВ
1’.1сстояпие между атомами (молекулами) в газах доста-
1ОЧП0 велико и намного превышает их размеры. В кон-
(епспрованном состоянии — в жидкостях и твердых те-
лах— каждый атом находится в непосредственной бли-
locTH к своим соседям. Конкретный характер взаимного
расположения атомов в конденсированном состоянии
определяется природой и величиной межатомных сил,
давлением и температурой.
Взаимодействие между атомами может привести к
образованию агрегатов только в том случае, если энер-
1пя системы при этом понижается. При сближении ато-
мов и образовании кристаллических агрегатов электро-
ны занимают более низкие энергетические уровни, чем
ю, которые характерны для изолированного атома.
В этом случае энергия системы минимальна.
Межатомные силы и типы связей в кристаллической
ре/йетке
Равновесное расстояние между ближайшими атомами в
кристалле г=го (рис. 1), соответствующее минимуму
шсргии системы Uo, определяется равенством конкури-
рующих сил притяжения и отталкивания между валент-
ными электронами и ионами.
Минимальная потенциальная энергия Uo и определя-
ет энергию связи. Она равна работе, необходимой для
удаления соседних атомов на бесконечно большое рас-
стояние.
Атомные связи различаются в основном по характеру
сил притяжения (см. рис. 1,2), так как энергия оттал-
кивания (см. рис. 1,/), как правило, связана с дефор-
мацией электронных оболочек атомов и существенна на
расстояниях, меньших или равных диаметру атома.
Межатомное взаимодействие характеризуется тремя
параметрами:
5
1. Радиусом действия г', на котором силы притяже-
ния исчезающе малы (Р<0,1 Ртах). При r'^>r0 силы
дальнодействующие, при г'а±г0 короткодействующие.
2. Характером распределения электронной плотности
и валентных электронов в пространстве. Если это рас-
пределение обладает сферической симметрией, т. е. изо-
тропно, то Р является
Рис. 1. Изменение потенциальной энер-
гии (U) при наличии только сил оттал-
кивания (/), только сил притяжения
(2), полной энергии (3) и силы взаи-
модействия пары атомов Р (штриховая
кривая) в зависимости от расстояния г
между ними
только функцией расстояния
P = f(г) и связи являют-
ся ненаправленными. Ка-
ждый атом (ион) стре-
мится окружить себе воз-
можно большим числом
соседних атомов — это
случай ионных и ме-
таллических свя-
зей.
Если распределение
электронной плотности
валентных электронов
анизотропно, то в сфери-
ческих координатах Р =
—f(r, ф, 0) и связи име-
ют направленный харак-
тер. Число ближайших
соседних атомов к данно-
му атому (координацион-
ное число) равно числу направлений, в которых элек-
тронная плотность максимальна. Это случай кова-
лентных связей.
3. Величиной энергии связи: для £/0>1 эВ сильная
связь и для [70< 1 эВ слабая связь.
ИОННАЯ ИЛИ ГЕТЕРОПОЛЯРНАЯ СВЯЗЬ —
простейший случай межатомной связи. Элементы с ма-
лым числом электронов на внешних оболочках (катио-
ны) отдают, а атомы с почти заполненной внешней обо-
лочкой (анионы) легко присоединяют электроны. Крис-
талл уже состоит не из нейтральных атомов, а из
положительных и отрицательных ионов. Понижение
энергии при присоединении электрона к атому аниона
больше, чем повышение энергии при отделении электро-
на от атома катиона. Энергия агрегата, состоящего из
положительных и отрицательных ионов, понижается еще
больше в результате того, что ближайшими соседями
каждого иона одного знака являются ионы противопо-
-
6
южного знака. Это происходит благодаря электроста-
iантскому (кулоновскому) притяжению ионов противо-
положных зарядов. Взаимное расположение ионов проти-
поноложных знаков и соответственно конкретный тип
кристаллической решетки зависят от соотношения ион-
ных радиусов катиона и аниона. Связано это с тем, что
решетка ионных кристаллов является устойчивой только
п гом случае, если остовы ионов одного знака непосред-
< । пенно соприкасаются с остовами ионов другого знака
(рис. 2).
Рис. 2. Кристаллические структуры некоторых ионных соединений:
ч - NaCl; б — CsCl; в — CaFa
Ниже приведены значения координационных чисел Z
кристаллов для некоторых соотношений ионных радиу-
сов катиона /?к и аниона Ru/R&.
RJR*. , . 0,73-1,37 0,41—0,73 0,22-0,41 0,15—0,22
Z......... 8 6 4 3
На рис. 2 показаны типичные структуры для координационных
чисел 6 (NaCl), 8 (CsCl) и 4 (CaF2).
Силы отталкивания нарастают исключительно быстро на малых
Расстояниях между ионами, и для ионных кристаллов справедли-
вым является выражение энергии в виде
U = -(Ae*/r)+B/r™, (1)
। ic А и В — константы; е —заряд электрона; г-расстояние меж-
iy ионами.
Первый член выражения (1) показывает изменение энергии сил
притяжения (см. рис. 1, кривая 2), второй — сил отталкивания (см.
рис. 1, кривая 1). Энергия взаимодействия только от сил отталки-
вания содержит десятую степень г и в оценочных расчетах этим
’ионом можно пренебречь. Обычно А = 1. Подставив значение е и
и -3’10—8 см, получим при г—а /7о —4,8 эВ. Следовательно, такая
(ВЯЗЬ дальнодействующая [U^—(e2/r) и U^=0 при любых г]. Кри-
7
IF
еталлы с ионными связями, типичными представителями которых яв-
ляются соединения NaCl, CsCl, CaFs (см. рис. 2), характеризуются
высокой температурой плавления, прочностью, твердостью и низ-
ким коэффициентом термического расширения.
Ионные кристаллы, за некоторым исключением (AgCl, AgBr,
Agl, ТП), хрупки и непластичны.
КОВАЛЕНТНАЯ, ИЛИ ГОМЕОПОЛЯРНАЯ СВЯЗЬ.
Здесь понижение энергии атомов при образовании агре-
гата происходит вследствие объединения валентных
электронов в электронные пары. Число ближайших со-
седей у каждого атома (Z — координационное число)
определяется числом валентных электронов по правилу
8—N, где N — число валентных электронов в данном
атоме, а 8 — число волновых функций, которые могут
быть созданы для валентных s- и р-состояний.
Такая пара электронов, из которых один принадлежит одному
атому, а второй с противоположным спином соседнему, связывает
эти два соседних атома. Такие связи возникают между атомами, у
каждого из которых внешняя электронная оболочка заполнена не
менее чем наполовину. В результате образования пар валентных
электронов внешняя электронная оболочка каждого атома оказыва-
ется достроенной до восьми электронов.
В случае ковалентной связи могут возникать молекулы, или -
кристаллы. Так, два атома хлора, каждый из которых имеет семь
электронов на внешнем уровне Зр, обладают одной парой общих
электронов и образуют молекулу. Атом германия, имеющий четыре
электрона на внешней оболочке, имеет по одному общему электро-
ну с четырьмя соседними атомами и в результате обладает восемью
коллективизированными электронами. Электрон переходит с «орби-
ты» одного атома «на орбиту» другого атома, не отрываясь пол-
ностью от каждого из них. Каждый атом: окруженный четырьмя со-
седями, является центром тетраэдра. Образуется трехмерная
кубическая структура типа алмаза (рис. 3).
Ковалентные связи являются направленными, при-
чем углы между связями зависят от числа и типа элек-
тронов, принимающих участие в образовании связи. Так,
у элементов IVB подгруппы (С, Si, Ge) электронные
оболочки s-орбиталей имеют сферическую форму, а элек-
тронные оболочки трех р-орбиталей вытянуты в трех
взаимно перпендикулярных направлениях. Образующие-
ся в кристаллической решетке этих элементов гибридные
sp-орбитали имеют одинаковую форму и направлены к
вершинам правильного тетраэдра. У элементов подгруп-
пы VB только три неспаренных электрона: каждый атом
связан ковалентными связями только с тремя ближай-
шими соседями (рис. 3,6), при этом образуются двух-
8
а я
Рис. 3. Кристаллические структуры эле-
ментов, образованные по правилу 8—АГ:
а — алмаза — элемент IVB подгруппы;
б — сурьма — элемент VB подгруппы
< ioi'nibie пакеты, в которых связи ковалентные. При объ-
единении пакетов получается сложная трехмерная
। i руктура, характерная для As, Sb, Bi. Пакеты связаны
мг/кду собой слабыми связями Ван-дер-Ваальса. В ре-
i\ льтате получаются структуры, обладающие значитель-
ной анизотропией физических свойств, что обусловлива-
ли повышенную хрупкость элементов подгруппы VB и
VIВ и затрудняет процессы пластической деформации.
Характерной особенностью ковалентных кристаллов,
< вязанной с направленным характером связей, является
низкий коэффициент ком-
пактности (т. е. отноше-
ние объема, занимаемого
атомами в элементарной
ячейке, к объему самой
мементарной ячейки).
Гак, для решетки алмаза,
|ермания и кремния —
важнейших веществ с ко-
валентными связями —
коэффициент компактно-
с гн составляет только
0.34. Иными словами, ато-
мы занимают только одну
греть объема решетки. Вследствие этого объем междо-
у <лий в таких решетках весьма велик. Радиус сферы,
вписанной в междоузлие, близок к радиусу атома
(0,85 /?ат) •
Направленность связей в ковалентных кристаллах
обеспечивает им низкую пластичность (высокие барьеры
11 а йерлса—Набарро).
МОЛЕКУЛЯРНАЯ СВЯЗЬ обусловлена силами
Вап-дер-Ваальса, возникающими в результате эффекта
поляризации, вызываемого полем электронов, движу-
щихся вокруг ядра данного атома, на движение электро-
нов вокруг ядра соседнего атома. За счет флуктуации
(случайного движения электронов) у одного из сбли-
жающихся нейтральных атомов центры тяжести отрица-
н'льного и положительного зарядов разделяются и появ-
ляется дипольный момент на одном атоме, который в
(вою очередь вызывает такой же дипольный момент на
зругом. В результате энергия системы (агрегата) сни-
жается. Силы притяжения электростатической природы
компенсируются силами отталкивания, которые препят-
9
ствуют взаимному проникновению электронных обо-
лочек.
- Ван-дер-ваальсовы силы слабые (меньше кулонов-
ских), короткодействующие, центральные. Типичными
представителями веществ являются кристаллы благо-
родных газов и вследствие того, что силы связи малы,
эти кристаллы существуют при очень низких температу-
рах. Силы Ван-дер-Ваальса типичны для некоторых ани-
зотропных кристаллов, образующихся из элементов
IV—VII групп (см. рис. 3, б) по правилу 8—N. В них
между атомными слоями (рядами, молекулами) дейст-
вуют силы Ван-дер-Ваальса, а между атомами внутри
слоев (рядов, молекул) ковалентные связи.
МЕТАЛЛИЧЕСКАЯ СВЯЗЬ образуется между ато-
мами, валентные электроны которых слабо связаны с
ядром. Экспериментально показано, что электронная
плотность валентных электронов в металлах равномер-
но распределена по объему кристаллов. Это дало осно-
вание представить структуру таких кристаллов в виде
ионного остова, погруженного в «газ» из коллективизи-
рованных валентных электронов. Взаимодействие элек-
тронов такого «газа» с ионами компенсирует силы от-
талкивания между ионами.
Исходя из ненаправленного характера связей в ме-
таллах, следовало бы ожидать, что все они должны
иметь кристаллические решетки с максимально плотной
упаковкой атомов. Однако в действительности наряду с
плотнейшими упаковками (г. ц. к. и г. п. у. решетки)
среди металлов весьма распространены и менее ком-
пактные структуры (о. ц. к.). Это можно объяснить по-
вышением энергии электронного газа валентных элек-
тронов с увеличением компактности, с наложением на
металлическую связь ковалентной доли связи и др.
Энергия системы состоит из энергии отталкивания
ионов (электронов) и притяжения ионов и электронов.
Для составляющих энергии кристалла, связанного сила-
ми металлической связи:
U = — АеЧг + В1г\ (2)
Первый член этого выражения представляет собой
потенциальную энергию свободных электронов, второй —
их кинетическую энергию. Сумма их дает результирую-
щую кривую распределения энергии (см. рис. 1), где
Ua=Um\n — работа, необходимая для того, чтобы пере-
10
Мне in металлический кристалл в газ из положительно за-
рижеппых ионов, т. е. сумма теплоты сублимации и ио-
IIH 1П11.ПОНПОГО потенциала свободных атомов есть Uo.
< '.МЕШАННАЯ СВЯЗЬ. Все четыре типа связи строго
не разграничены и взаимно не исключают одна другую.
Inn связи может зависеть от температуры и давления.
1нк, германий — полупроводник при комнатной темпе-
ратуре является типичным представителем материала с
ковалентной связью. При высоких температурах и очень
мысоких давлениях он приобретает металлические свой-
ств (электропроводность). Смешанный, ковалентно-ме-
таллический тип связи возникает тогда, когда атом об-
ладает двумя незаполненными внешними оболочками.
Например, Ni и Fe имеют не до конца заполненную
3(/ оболочку. Этим свойством обладают также элементы
переходных металлов и элементы подгруппы IVB таб-
лицы Д. И. Менделеева. Металлическую связь здесь об-
разуют электроны внешней оболочки. Электроны неза-
полненной оболочки могут давать ковалентные связи»
что приводит к увеличению энергии связи, появлению
ее зависимости от углов и снижению радиуса действия
со всеми вытекающими отсюда последствиями, харак-
терными для ковалентной связи (табл. 1).
важнейшие типы структур кристаллов чистых металлов
Наиболее распространенными решетками для металлов
являются г. ц. к., г. п. у. и о. ц. к. Первые две из них от-
Таблица 1
Энергия связи для некоторых типичных кристаллов (Б. Чалмерс,
В. И. Владимиров)
Тип связи Кристалл Энергия, эВ/атом
Ионная NaCl 8
LiF 10
Ковалентная Алмаз (С) 7,4
SZC 12
Молекулярная Аг 0,1
Металлическая Na 1,13
Си 3,51
Fe 4,13
Со 4,4
Ni 3,7
Al 3,2
("мешанная ковалентно-металличе- ская W 8,74
И
носятся к решеткам с максимально возможной плотной
упаковкой атомов (плотнейшая упаковка). В каждой ре-
шетке имеются кристаллографические плоскости с плот-
нейшей упаковкой (рис. 4); решетки г. ц. к. и г. п. у.
различаются характером укладки плотнейше упакован-
ных слоев между собой.
Пусть, как показано на рис. 4, кругами изображены
позиции атомов (шаров) А, лежащих в плоскости, сов-
^падающей с плоскостью
575 чертежа. Светлыми и чер-
ными треугольниками пока-
заны центры лунок между
атомами (шарами) слоя А,
в которые могут быть уло-
жены атомы следующего
плотнейше упакованного
слоя. Обозначим соответст-
венно позиции лунок: свет-
лый треугольник буквой В,
черный треугольник — бук-
вой С. Если атомы второго
слоя будут уложены в пози-
ции В, то лунки во втором
слое, в которые можно уло-
жить атомы третьего слоя,
А и Си т. д.
Рис. 4. Плотнейшая упаковка ато-
мов (шаров) в слое. Подразумева-
ется, что атомы (шары) соприкаса-
ются; диаметры их для наглядности
уменьшены
будут занимать позиции
Если укладка плотнейше упакованных слоев имеет
последовательность АВСАВС..., то образуется гранецен-
трированная кубическая (г. ц. к.) решетка, а при после-
довательности ABABA (или АСАСА... или ВСВСВ...) —
гексагональная плотноупакованная (г. п. у.) решетка.
Коэффициент компактности такой решетки одинаков и
равен 0,7405.
ГРАНЕЦЕНТРИРОВАННАЯ КУБИЧЕСКАЯ (Г. Ц.
К.) РЕШЕТКА. Плотнейше упакованными слоями в
г. ц. к. решетке являются плоскости {111}, а плотнейше
упакованными направлениями, в которых соседние ато-
мы непосредственно соприкасаются, — направления
<110> (рис. 5,6).
В г. ц. к. решетке (рис.-5, а) атомы располагаются по
вершинам элементарной ячейки со стороной айв цент-
рах ее граней. Каждый атом окружен двенадцатью бли-
жайшими соседями. Расстояние между центрами сосед-
них атомов равно а/1^2=0,707а (рис. 5, б). Важной
12
1'iti. 5. Гранецентрированная кубическая решетка (г. ц. к.):
н элементарная ячейка; б —плоскости наиболее плотной упаковки; в — ок-
нмдрические пустоты (светлые кружки); г — тетраэдрические пустоты (свет-
лые кружки)
Гис. G. Основные направления и плоскости наиболее плотной упаковки (111)
я г. ц. к. кристалле (а) н их проекции на плоскость (110) (б)
13
характеристикой решеток являются размеры и число меж-
атомных объемов — междоузлий. Наибольшие междоуз-
лия, или пустоты (светлые кружки), находятся в центре
куба и посередине его ребер (рис. 5, в, 6, б). Каждая из
таких пустот окружена шестью атомами г. ц. к. решет-
ки, находящимися в вершинах правильного октаэдра
(см. рис. 5, в), и называется октаэдрической пустотой
или октаэдрическим междоузлием. Более мелкие пусто-
ты находятся внутри тетраэдра (рис. 5, а) и называются
тетраэдрическими. На один атом г. ц. к. кристалла при-
ходятся две тетраэдрические пустоты радиуса р=0,225г
и одна октаэдрическая пустота радиуса р=0,41г.
Примесным атомам внедрения энергетически выгод-
нее располагаться не в любом междоузлии, а именно в
окта- или тетраэдрических пустотах. Металлы Си, Ag,
Au, Al, Th, Pb, Мп (у), Fe(y), Со(0), Ni, Ir, Pt и др.
имеют г. ц. к. решетку.
ГЕКСАГОНАЛЬНАЯ ПЛОТНОУПАКОВАННАЯ
РЕШЕТКА (Г. П. У.) строится путем наложения плот-
ноупакованных плоскостей в последовательности
АВАВАВ (рис. 7). Плотнейше упакованными плоскостя-.
ми являются {0001}—их называют плоскостями бази-
са, а плотнейше упакованными направлениями < 1120>
(см. рис. 7).
При этом соотношение осей в элементарной гексаго-
нальной ячейке с/а=1,633.
Однако у большинства металлов с гексагональной
решеткой при заметном снижении этого отношения по
сравнению с идеальным максимально плотноупакован-
ными оказываются не плоскости базиса, а так называе-
мые призматические плоскости типа {ЮТО}, возрастает
и плотность упаковки пирамидальных плоскостей {1011}.
Поэтому с уменьшением с/а наряду с базисным сколь-
жением при пластической деформации все большую роль
начинает играть скольжение в призматических плоскос-
тях и даже в пирамидальных (подробнее это рассмат-
ривается в гл. III и IV).
Для идеальной решетки аналогичные г. ц. к. пустоты
расположены в центрах правильных октаэдров и тетра-
эдров (см. рис. 7, б, в, светлые кружки). Диаметры
жестких сфер, которые можно поместить в эти пустоты,
равны 0,41г для октаэдрических пустот и 0,255г для тет-
раэдрических. Как и в г. ц. к. кристалле, на один атом
14
приходятся одна октаэдрическая и две тетраэдрические
пустоты. Таким образом, г. ц. к. и г. п. у. решетки раз-
личаются порядком чередования плотноупакованных
слоев. Различие в энергетическом отношении между эти-
ми двумя структурами незначительное, поэтому последо-
вательность чередования слоев может легко нарушаться
Рис. 7. Гексагональная плотноупакованная решетка (г. п. у.):
а — элементарная ячейка с периодами а и с; б — октаэдричес-
кие пустоты; в — тетраэдрические пустоты. Показаны основные
плоскости и направления для г. п. у. решетки
по время роста кристалла и его пластической деформа-
ции с образованием так называемых дефектов упаковки.
ОБЪЕМНОЦЕНТРИРОВАННАЯ КУБИЧЕСКАЯ
РЕШЕТКА (О. Ц. К.), характерная для Li, Na, К, Rb,
Cs, Са (/>464° С), Ba, Ti(0), Zr(₽), Hf(0), V, Nb, Та,
Cr, Mo, W, Mn(6), Fe (а и 6) и других металлов, менее
плотноупакованная, чем г. п. у. и г. ц. к. решетки. Ко-
эффициент компактности о. ц. к. решетки 0,68, т. е. она
15
более «рыхлая», чем г. п. у. и г. ц. к. Атомы в о. ц. к,
решетке располагаются в вершинах и центре элементар-
ной ячейки (рис. 8, а). Любой атом в о. ц. к. решетке
имеет восемь ближайших соседей, расположенных на
расстоянии 0,5 У"3 а=0,866а к данному. Координацион-
ное число для о. ц. к. решетки равно 8. В о. ц. к. решетке
нет плотноупакованных плоскостей, но имеется плотно-
упакованное направление в котором соседние
атомы соприкасаются (см. рис.
8, а).
Наиболее плотноупакован-
ными являются плоскости {110}
и близкие к ним {112} (см. рис.
56 и 77, б), в которых лежит на-
правление <111>.
(110)
[ill]
Рис. 8. Объемноцентрированная кубическая решетка (о. ц. к.):
« — элементарная ячейка с направлением [111] и плоскостью (110) наиболее
плотной упаковки; б — октаэдрические пустоты на видимых гранях решетки
(О) и тетраэдр, построенный для октаэдрической пустоты,- находящейся в
центре грани; в — то же, для тетраэдрической пустоты. Расположение четырех
тетраэдрических пустот на грани ABCD можно проследить вращением выде-
ленного тетраэдра вокруг ребра EF до совмещения ребра AD последователь-
но с АВ, ВС и CD
Октаэдрические пустоты (рис. 8, б) окружены шестью
атомами, занимающими места в вершинах неправильно-
го октаэдра. Они располагаются посередине ребер и гра-
ней куба элементарной ячейки. Тетраэдрические пустоты
находятся по четыре на каждой грани (рис. 8, в) и окру-
жены четырьмя атомами, располагающимися в верши-
нах правильного тетраэдра.
Если о. ц. к. структура построена из жестких шаров,
то в тетраэдрические пустоты можно поместить сферу
радиусом 0,291г, а в октаэдрические 0,154г, т. е. макси-
мальный размер вписываемой в о. ц. к. решетку сферы
меньше, чем в более плотноупакованных г. п. у. и г. ц. к.
решетках. По-видимому, с этим связана меньшая рас-
16
•торимость примесей внедрения в о. ц. к. решетках..
Большая «рыхлость» о. ц. к. решетки объясняется тем,,
что в этом случае на один атом приходятся три октаэд-
рические и шесть тетраэдрических пустот.
ЗАВИСИМОСТЬ МЕЖДУ НАПРЯЖЕНИЯМИ И
ДЕФОРМАЦИЯМИ В ИДЕАЛЬНОМ КРИСТАЛЛЕ.
Выражения для сил связи в кристаллической решетке
(I) и (2) являются частным случаем общего уравнения
Поффе:
//-— А1гт + В1гп, (3>
где А и В — константы; т и п — показатели степени для
энергии только от сил притяжения и только от сил от-
талкивания (см. рис. 1) соответственно. При этом всег-
да п>т.
Минимум потенциальной энергии пары атомов, т. е.
значение энергии связи U=Uq, достигается при г=г0
(см. рис. 1), когда dU/dr=Q и Am/r'j+1 =Bn/r5+r.
С учетом этого соотношения в уравнении сил связи
(3) получим выражение, аналогичное предложенному
A. X. Коттреллом:
W = р = _Ат_ Г / _£о_\от+1_ /До. \п+11 (41
"rfr rm+i |\ г J к г ) Г 1 ’
Уравнения (3) и (4) записаны для пары взаимодей-
ствующих атомов, в то время как необходимо учитывать
взаимодействие всех атомов в кристалле. Надо иметь в
виду, что принятая здесь условность используется для
сокращения записей. Полученные выводы могут быть
распространены на взаимодействие всех У i-тых и j-тых
атомов, образующих пары в кристалле:
N
С,/=1
где U(ri—г;) — энергия взаимодействия пары атомов с
координатами г, и г/.
Из выражения (4) следует, что при механическом
воздействии на кристалл (растяжении, сжатии, сдвиге)
межатомное расстояние, которое до приложения нагруз-
ки было равно г=г0, изменяется до г=го±Аг. При одно-
осном растяжении величина внешнего приложенного на-
пряжения о не может превышать птах, соответствующе-
2-790
17
Таблица 2
Связь между напряжениями и деформациями для кристаллов
с различными значениями /пип
Уравнение связи о-е 8тах, % Отклонение, %, от закона Гука при деформациях, %
10 1 0,1
п=3; т=1 о=£ (е+3,5 е2+8 еЧ-15 е«+...) 41 44,5 3,58 0,35
/1=11; т=7 <з=Е (е+7,5 е2+36 83+130;8«+...) 20 124 7,87 0,75
/1=11; т=6 <т=£ (8+11,5е2+61(б83+247,8 8*+...) 11 201 12,1 1,21
го максимальным силам связи кристаллической решетки
Ртах на рис. 1. При этом предельная величина упругого
смещения атомов будет определяться из соотношения
' dP л n-mr +1
— = О ИЛИ Гтах = Го у (6)
Для «мягких» (т. е. сжимаемых) атомов /п = 1, п=3 и
Гтах=1,41 или Дгтах=О,41го. Когда отталкивание связа-
но с перекрытием электронных оболочек, что характерно
для металлов и ионных кристаллов, атомы менее сжи-
маемы, величина п возрастает и достигает И. Для п—11
и т = \ Дгтах = О,2го. В случае, если п=11, т = 6 (силы
Ван-дер-Ваальса), подстановка т и п в (6) дает Дгтах=
=О,115го- Таким образом, в зависимости от типа связи
кристаллической решетки напряжение о, получаемое
из (4):
Ахт
ro F
1 1
(7)
где Ai — константа, пропорциональная А:
г—Аг/го— характеристика деформации в лагранжевом
представлении.
Напряжение ст достигает предельного значения отах
(соответствует Ртах на рис. 1) при значительных упру-
гих деформациях кристалла (табл. 2) и больших упру-
гих смещениях атомов.
Как известно, реальные кристаллы не выдерживают
столь значительных упругих деформаций и при е=
18
=0,054-0,2% уже заметно развитие пластических (оста-
точных) деформаций. Небольшие смещения или дефор-
мации могут вызвать остаточную деформацию только в
том случае, если в реальном кристалле есть причины, по-
вышающие его энергетический уровень, в частности
внутренние напряжения. Это наводит на мысль о необ-
ходимости существования дефектов в кристаллической
решетке.
Разлагая выражение, заключенное в квадратные
скобки в уравнении (7), в биноминальный ряд, полу-
чим
Агт(т — п) Г , (т + 1) (т + 2) — (я + 1) (я + 2) 2 .
< > — ' с -------------------------------------* о
/•"Ж (т — п) 21
, (т 2) (т + 3) — (я + 1) (п + 2) (я + 3) g3 . 1 ,g.
(m —я)3! "T ' 7
Обозначая константу для данного металла [Aim(m—
—^)]/r0,n+1 через модуль упругости Е, получим, что
связь между напряжениями и деформациями для иде-
альных кристаллов нелинейная (см. табл. 2) и отклоне-
ние от упругого закона Гука о=Ее [первый член урав-
нения (8)] незначительно только для малых деформа-
ций.
Аналогичный вывод был сделан Иеншем, который
представил нелинейную связь между напряжениями и
деформациями в виде
р. = и/Ё + k (а/Е)2 + k2 (<т/£)3 + ... (9)
Уравнение (9) можно получить из (7). В частности,
полагая в (7) т—\, п=3 и пренебрегая е2, е3, 84, по
сравнению с 8, имеем
„ 2Л18 <т Л . а 1
П - ----1--- ИЛИ 8 =-- 1 — 4---- ,
Ро(1 -Не) £ \ Е )
где £=2Ai/ro, т. е. по аналогии с ранее принятым.
Раскладывая (1—4о/£')-1 в биноминальный ряд, по-
лучим формулу Иенша в виде
к =4 + 4(4У+42(4Т+-’ (Ю)
Е \ Е ) \ Е ) '
откуда видно, что в коэффициенты k формулы (9) вхо-
дят показатели степени т и «/характеризующие изме-
нение энергии сил притяжения и отталкивания. Из вы-
19
ражений (9) и (10) следует, что закон Гука применим
при o<CjE, т. е. для малых деформаций. Нитевидные
кристаллы, обладающие совершенной кристаллической
решеткой (бездислокационные кристаллы или «усы»),
упруго деформируются до 3—4%; при больших деформа-
циях наблюдается отклонение от упругого закона Гука
(рис. 9). В дальнейшем закон
Гука будет использован только
для малых смещений атомов.
Рис. 9. Зависимость <т—s для нитевид-
ного кристалла железа диаметром
1 мкм. А — напряжение, при котором
начинается пластическое течение желе-
за с дефектами кристаллической решет-
ки
Исходя из анализа сил связи кристаллической решет-
ки, особенностью деформации кристаллов является так-
же неидентичность их поведения при растяжении и сжа-
тии, ибо (см. рис. 1) при растяжении (4-Дг) достигает-
ся Ртах, а при сжатии (—Дг) нет.
ТЕОРЕТИЧЕСКАЯ ПРОЧНОСТЬ КРИСТАЛЛА.
Подстановка условия экстремума (6) для Р=Ртах
(см. рис. 1) в выражение (4) при замене А на Ai дает
следующее значение теоретического максимального на-
пряжения (теоретической прочности кристалла):
т-Н
„ __ Л1ГП (п — т) ( п + 1 \m—n 1
сгтах — 1 ~ —>
\ т + 1 / л + 1 j
или с учетом того, что Е= [Aim(n—m)]/r^1+1=2G(l-j-v),
где v — коэффициент Пуассона; G — модуль сдвига для
т=0,3, имеем
7 „ | I \Ш—П
Апах = 2’6G(-^t) («+1)-1. (П)
Подстановка значений т и п для различных типов
связи дает следующие значения теоретической прочно-
сти: Omax=0,325G при т=\, n=3; ffmax=0,105G при
т=1, п=11 и Omax=0,15G при т=6, п=11.
Эти расчетные значения теоретической прочности
20
кристалла оказываются существенно больше (от 102 до
К)3 раз) значений их реальной прочности.
Изящен и прост классический метод оценки теорети-
ческой величины сопротивления срезу, проведенный
Я. И. Френкелем. Предполагается, что под действием
приложенного напряжения происходит сдвиг одного ря-
да атомов относительно другого на величину х (рис. 10).
Вследствие симметрии решетки имеем <т=0 при x=ka/2,
где k=0, 1, 2,...; о>0, т. е. решетка оказывает сопротив-
ление приложенному напряжению при 0<х<а/2 и п<0
при а/2<х<а. Простей-
шая функция, удовлетво-
ряющая таким условиям,
имеет вид o=c'sin 2лх/а.
Постоянная с' определя-
ется для малых смеще-
ний х: а=с'(2л,х/а). Из
закона Гука a=Gx!a, по-
лому с'=б/2л и пре-
дельное напряжение сдви- Рис. 10. к расчету теоретического со.
га кристаллической ре- противления срезу
щетки СТтах=С/2л =
= 0,16G, т. е., как и в расчетах по формуле (11), теоре-
тическое сопротивление сдвигу на несколько порядков
выше значений, характерных для реальных кристаллов.
Существенное различие теоретической и фактической
прочности металла привело к мысли о необходимости
рассматривать не идеальный кристалл с правильным
расположением атомов, а реальный, содержащий дефек-
ты (см. гл. II). В 1934 г. независимо друг от друга Тэй-
лором, Орованом и Поляни впервые введено представ-
ление о сдвиге (скольжении) одной части кристалла от-
носительно другой посредством движения дислокации.
Введение этого понятия было революционным для физи-
ки прочности и пластичности. Наиболее интенсивно тео-
рия дислокаций развивалась в послевоенные годы и в
настоящее время стала неотъемлемой частью физики
твердого тела, физических основ прочности и пластич-
ности.
2. УПРУГАЯ ДЕФОРМАЦИЯ КРИСТАЛЛОВ
При одноосном напряженном состоянии и малых деформациях <т=
-/’е=се и e=s<r, где s — константа упругой податливости, ас —
Константа упругой жесткости или просто податливость и жесткость.
21
В общем случае кристалл может находиться в условиях слож-1
ного напряженного состояния, когда присутствуют все компонен-
ты тензора напряжений (г, /=1, 2, 3). Компонента тензора де-
формации, например 8ц, будет зависеть от каждой компоненты
оц, т. е.
8ii = siiij Gij — siin tfii + siii2 ai2 + Siiis ^is + $1121 °2i + sii22 °22 +
+ S1123 ^23 + $1131 Оз! + $1132 + $1133 a33* (12}
Для остальных компонент Ski (k, 1=1, 2, 3) справедливы ана-
логичные соотношения, так что
tki = Skiijaij, (I3>
где Skin — тензор четвертого ранга упругих податливостей кристал-
ла (т. е. 81 константа).
В частности, из выражения (13) следует, что, если к кристал-
лу, не обладающему осями симметрии, приложено только одно на-
пряжение, допустим нормальное напряжение Иц, то наряду с нор-
мальными деформациями 8ц, 822, 833 появится искажение углов
кристалла, т. е. будут компоненты 81й, 823 и 83ь
Если уравнение (13) решить как систему уравнений относитель-
но (Tij, то
Gij — (14)
Это еще раз подтверждает, что только одно напряжение вызывает
в кристалле появление всех деформаций 8дг.
Вследствие симметрии тензоров (5ц и (вц—вц-, 8ki=&ik)
£kl = Sklij Oij = Skiji (5ji и Sklij = Skiji; I
8Zfe = 8fe/ = Slkij (5ц = Sklij (5ij и Slklj = Sfe/ij- J
Из формул (15) следует, что из 81 константы неодинаковыми
остаются только 36. Поскольку zik=&ki, система (12) состоит из
шести строчек, а так как согласно (15) $ш2=$п21, $шз=$изь $1123=
=$пз2 и т. д. аналогично для каждой строчки, из девяти коэффици-
ентов Skin в каждой строчке типа (12) остается только шесть.
Итак, шесть уравнений (12) и в каждом по шесть неодинаковых
коэффициентов податливости Skm, т. е. всего 36. Аналогичные рас-
суждения справедливы и для Смц: коэффициентов жесткости так-
же 6-6=36. Так как независимых компонент тензора напряжений
и деформаций также шесть, то дальнейшие выкладки удобно вести
в матричной форме, когда вц=(5т; Zki = &n, а т и п имеют значе-
ния от 1 до 6:
1 1
811 812 813 8i 2 8б 2 8б
°Т1 СГ12 Одз а1 1 1
°*22 623 —> & 6 °2 ^4 821 822 823 У 86 82
а31 а32 °33 ^4 °3 1 1
831 832 833 Т е5у е4е3
(16)
22
При замене тензорных индексов на матричные .
тензорные............. 11 22 33 23,32 31,13
матричные................... 12 3 4 5
12,21
6
пводятся дополнительные множители 2 и 4:
•4Jhl^=Smn, когда и т, й п равны 1,2 или 3;
*’чд1=$тп, когда или т, или п равны 4,5 или 6;
когда и т, и п равны 4,5 или 6.
Справедливость этих правил легко проверяется. Сравним запи-
си: например, для еп==$1ю<Уо и ei=$imCFm, а также 823=$2зоао
It P^ — S^m^m *,
r;l ~ snm crm; otn = Cmn U?)
Матрица констант smn и cmn состоит из шести строчек и шести
столбцов.
Как известно из теории упругости, приращение работы дефор-
мации
(IA — Gij d&tj — (Ут dem. (IS)
При этом, если процесс деформации протекает изотермически
п обратимо, dA=dw, где dw — приращение свободной энергии. Ис-
пользуя (17) в (18), имеем
dw ~ стп &п dem. (19)
Поскольку dw — полный дифференциал, dwldz т — &т — Cnvn£n>
Дифференцируя обе крайние части по еп, имеем d(dwld&m)[dzn =
Вследствие того, что левая часть симметрична по т и п,
a w — функция только состояния, заключаем, что порядок диффе-
ренцирования не имеет значения, т. е. из энергетических соображе-
ний накладываются дополнительные ограничения: Стп—Спт] smn —
Snm и матрицы упругих констант симметричны, т. е. из 36 остает-
ся 21 неодинаковая константа. Вследствие симметрии кристалла
число независимых констант уменьшается.
Матрицы Smn для типовых металлических структур кубической
системы (г. ц. к. и о. ц. к.), гексагональной системы и изотропной
среды имеют соответственно вид
sii $12 $12 000
• $ii $12 000
. . Sii 0 0 0
... S44 0 0
. . . . S44 0
................, $44
$ii $12 $12 000
• $ii $12 000
. . $ii о о о
. . . а 0 0
. а 0
.................а
$11 $12 $13 0 0 0
• $11 $13 000
• • 5зз 0 0 0
. . . S44 0 0
. . . . S44 0
...................а
(20)
где а=2($ц — si2).
* Доказательство предлагается сделать читателю.
23
Таблица 3
Жесткость, ГПа, некоторых металлов [3, 5]
Металл Тип решетки Константы упругих жесткостей
Си С12 Си 2 си 1
Сц—-С12 Я
Кубическая решетка
Al Г. ц. к. 108,2 62,3 28,5 1,2
Си » 108,4 121,4 75,4 3,2
Fe О. ц. к. 287 141 116 2,4
Pb Г. ц. к. 46,6 39,2 14,4 4,0
Mo 0. ц. к. 460 176 НО 0,8
Ni Г. ц. к. 246,5 147,3 124,7 2,5
W 0. ц. к. 501,0 198 151,4 1,0
Гексагональш ая реш етка
Cd Г. п. у. (с 1а—1,886) 121,0 48,1 18,5 44,2* 51,3**1
Mg » (с 1а—1,623) 59,7 26,2 16,4 21,7* 61,7** 1
Zn » (с/п= 1,856) 161 34,2 38,3 50,1* 61,0**
* Для C13.
** Для Сзз.
Итак, для г. ц. к. и о. ц. к. кристаллов имеем три константы
(Sn, S12, S44), ДЛЯ г. п. у. пять констант ($ц, $12, $13, S33, S44), а для
изотропной среды две ($ц и $12). Форма записи связи напряжений
и деформаций для изотропной среды в виде (17) ив виде традици-
онной записи обобщенного закона Гука имеет вид
®1 = «11 СТ1 + «12 <?2 + «13 Оз; е1 = — V (<т2 + с3)]/Е-,
— 2 (Зц — s12) ст4; 84 = G4IG.
Из изложенного следует что
5ц = 1I Е\ $12 = v/jEj 2 ($ц — $12) = 1 /С, (21)
где G —модуль сдвига; v — коэффициент Пуассона.
Упругих констант много [см. (20)], поэтому упругие свойства
кристалла нельзя полностью представить одной поверхностью. Если
из кристалла вырезан стержень, паоаллельный произвольной оси
охр и к нему приложена нагрузка, то в этом направлении можно
измерить модуль Я. Из (21) имеем Е = 1/«ц; s' связана с smn
через направляющие косинусы /1, Z2, /з между осями образца и кри-
сталлографическими направлениями. В частности, для кубических
кристаллов
S11 " sn 2 ( su $12 0,5$44) ( Zi /2 4* ^3 + ^1)» (22)
24
(23)
•и -
О 0.1 0.2 0.3 F
Рис. 11. Центральное сечение харак-
теристической поверхности для ,5^
цинка (о) и изменение E'(F) для
монокристаллического свинца (б)
для гексагональных кристаллов
= (1 /|) sn + /3 s33 + /3 (1 /3) (2s13 + S44)
Поверхность (23) указывает на анизотропию упругой констан-
ты и ее зависимость от направления (рис. 11, а).
Упругая податливость $п для кубических кристаллов (г. ц. к.
И о. ц. к.) есть функция направления или фактора ориентировки
F* • Г равен нулю в направлении осей куба [100],
где 5ц=5п, максимален в направлении [111], где Г=7з. Величина
Е l/sn для свинца (г. ц. к. решетка) изменяется в зависимости
о г /•’ более чем в 3 раза (рис. И, б).
Для кубических кристаллов мерой степени анизотропии является
отношение c44/0,5(cii — С12) (табл. 3). Постоянная С44 является ме-
рой сопротивления сдвигу в плос-
кости куба вдоль направления
[100], а 0,5(сп—г12) определяет ”
сопротивление сдвигу в плоскости
(110) вдоль [110].
Видно, что большинство ме-
тлллов имеет заметную упругую
дппзотропию.
Однако упругие характеристи-
ки поликристалла, состоящего из
большого числа монокристаллов с
различными модулями упругости в
разных направлениях, рассчитыва-
ются как усредненные свойства
Монокристалла. Хорошее совпаде-
ние усредненных (расчетных) уп-
ругих констант и опытных их зна-
чений указывает на незначитель-
ное влияние границ зерен на упру-
гие характеристики металлов. При
Переходе же к пластическим де-
формациям необходимо учитывать
Влияние границ зерен (см. гл. III,
V, ХШ и XIV).
Данные табл. 3 показывают, что анизотропия упругих свойств
Вдвисит от типа кристаллической решетки, ее параметра и характера
Сил связи, так как Е=Ат(п— т)1г™+1 увеличивается с уменьше-
нием межатомного расстояния. ____
Скорость распространения упругой волны (звука)v = Ер
(р— плотность) в металлах весьма значительна: а = 1300-5-5100 м/с,
I скорость упругой деформации значительно выше, чем практичес-
ки осуществимые скорости приложения нагрузок. Поэтому упругая
Деформация проходит мгновенно и скорость деформации не влияет
Нд упругие константы металла.
С повышением температуры расстояние между атомами возра-
'СТпет, энергия системы увеличивается, силы связи ослабляются, по-
этому с ростом температуры модуль нормальной упругости умень-
шатся приблизительно на 2—4% на каждые 100° С.
25
В тех случаях, когда наклеп (холодная пластическая деформа
ция) приводит к образованию преимущественной ориентировки —
текстуры, он нарушает изотропность поликристаллического металла
Изменение упругих констант наблюдается при рекристаллизационное
отжиге в том случае, если последний сопровождается образованнее
текстур рекристаллизации, отличающихся от текстуры деформации
Легирование приводит к изменению параметра кристаллической
решетки и сил межатомного взаимодействия. Так как зависимости
параметра решетки растворителя от концентрации легирующего эле-
мента практически линейная, зависимость модуля упругости от со-
держания легирующего элемента также близка к линейной.
Введение легирующих элементов может увеличивать и умень-
шать модуль упругости, так как легирование оказывает различно*
воздействие на силы связи кристаллической решетки.
РЕКОМЕНДАТЕЛЬНЫЙ БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК
Бернштейн М. Л., Займовский В. А. Структура и механически*
свойства металлов. М., «Металлургия», 1970. 472 с. с ил.
Владимиров В. И, Физическая теория пластичности и прочности.-
Ч. 1. Дефекты кристаллической решетки. Л., ЛПИ, 1973. 117
с ил.
Коттрелл А. X. Дислокации и пластическое течение в кристал-
лах. М., «Металлургия», 1958. 267 с. с ил.
Мак Лин Д. Механические свойства металлов. М., «Металлур-
гия», 1965. 431 с. с ил.
Най Дж. Физические свойства кристаллов. М., «Мир», 1967.
385 с. с ил.
Физическое металловедение. Под ред. Р. Кана. Т. 1. М., «Мир»/
1967. 333 с. с ил.
Чалмерс Б. Физическое металловедение. М., «Металлургия»»
1963. 455 с. с ил.
ГЛАВА II
ЭЛЕМЕНТЫ ТЕОРИИ
СТРУКТУРНЫХ НЕСОВЕРШЕНСТВ
В КРИСТАЛЛАХ
Реальные кристаллические тела (и тем более поликрис-
таллические) всегда содержат те или иные структурные
несовершенства, оказывающие огромное влияние на все
структурно чувствительные свойства этих тел. Особое
значение имеет влияние этих несовершенств на пластич-
ность и прочность кристаллических материалов.
Учение об атомном строении этих несовершенств, их
энергии, взаимодействии, подвижности и влиянии на
свойства составляет важнейший раздел современной фи-
зики твердого тела.
Многообразие возможных типов несовершенств, их
взаимодействия между собой и с примесями существен-
но затрудняют количественное математическое описание
их поведения.
26
I СТРУКТУРНЫЕ НЕСОВЕРШЕНСТВА
II РЕАЛЬНЫХ КРИСТАЛЛАХ
Структурные несовершенства (дефекты) кристаллов по
геометрическому признаку подразделяют на четыре
Группы: 1) точечные; 2) линейные; 3) поверхностные
(пли плоские); 4) объемные.
ТОЧЕЧНЫЕ ДЕФЕКТЫ. Точечные дефекты — де-
фекты, размеры которых в трех измерениях по порядку
величины сопоставимы с размером атома. К ним отно-
сятся вакансии (дефекты Шоттки), т. е. атомы, находя-
щиеся в междоузлиях, примесные атомы внедрения и за-
мещения, имеющие размер, отличающийся от размера
основных атомов, образующих решетку, а также комби-
нация эти^ несовершенств.
В узлах кристаллической решетки атомы колеблются
с частотой ~1013 с”1. Благодаря колебательному дви-
жению, происходящему при любой температуре, атомы
взаимодействуют, обмениваясь кинетической энергией.
Средняя кинетическая энергия тепловых колебаний ато-
мов равна 3/2 кТ. При комнатной температуре 3/2 кТ«
^0,03 эВ, что значительно меньше энергии, необходи-
мой для образования точечных дефектов (1—4 эВ). Од-
нако за счет флуктуации кинетической энергии (откло-
нения кинетической энергии от ее среднего значения)
возможно преодоление атомом окружающих потенци-
альных барьеров. Вероятность такого акта увеличива-
ется с повышением температуры по экспоненциальному
закону. Если при этом происходит выход атома из узла
кристаллической решетки в междоузлие, то образуются
вакансия и межузельный атом («парный дефект Френ-
келя») .
Если же атом перемещается из нормального положе-
ния в узле кристаллической решетки на поверхность
кристалла, то возникает вакансия (дефект Шоттки),
Межузельные атомы и вакансии являются в кристал-
ле центрами локального упругого расширения или сжа-
тия кристаллической'решетки (рис. 12). Напряжения и
деформации вокруг такого центра убывают обратно про-
порционально третьей степени расстояния от него. За-
метные смещения атомов создаются на расстоянии од-
ного— двух атомных диаметров. Быстрое затухание
атомных смещений при удалении от центра точечного
дефекта свидетельствует о том, что поля напряжений
здесь близкодействующие.
27
Для многих реальных кристаллов поле смещений
ятомоп при образовании вакансии анизотропно. Так, в
г. ц. к. кристалле (рис. 13) ближайшие к вакансии сосе-
ди смещены на 0,84% (г. е. в сторону вакансии) меж-
атомного расстояния, второй слой на +0,25% по направ-
лению от вакансии и третий на>—0,03%.
Межузельный атом увеличивает межатомные рас-
стояния у окружающих его атомов матриц, смещая бли-
жайших соседей на расстояние, равное 20% от меж-
Рис. 12. Дислоцированный' атом (Л)
и вакансия (В) в простой кристал-
лической решетке образуют парный
дефект Френкеля
Рис. 13. Направление смещения
атомов вокруг вакансии в плоскости
{100} г. ц. к. решетки
атомного, что приводит к более существенному повыше-
нию напряжений и деформаций, чем при образовании
вакансии. Поэтому энергия возникновения вакансии в
кристалле меньше, чем межузельного атома. В г. ц. к.
решетке меди энергия образования вакансии £в=1 эВ,
межузельного атома Е=(2,5+3,5) эВ. Несмотря на то
что образование точечных дефектов всегда требует за-
траты энергии и, следовательно, приводит к повышению
энтальпии системы (Д77>0), присутствие точечных де-
фектов в определенных концентрациях, тем больших,
чем выше температура тела, является термодинамически
равновесным, а значит и неизбежным. Связано это с тем,
что наличие точечных дефектов повышает одновременно
с энтальпией и энтропию системы. При этом до опреде-
ленных концентраций Нравн энтропийный член TAS ока-
зывается большим по абсолютной величине, чем значе-
ние Д77. В результате суммарное изменение свободной
энергии &F=AH—T&S при наличии точечных дефектов
в количестве п^правн оказывается меньше нуля, чем в
отсутствие этих точечных дефектов. Такие точечные де-
фекты являются термодинамически равновесными. Ясно,.
28
что чем выше температура и меньше энергия образова-
ния точечных дефектов, тем больше их равновесная кон-
центрация:
(n:N) = ехр(— E:kT),
где п — предельное число равновесных точечных дефек-
тов; N — общее число атомов; Е — энергия активации
образования точечного дефекта; k — постоянная Больц-
мана.
Расчеты для меди дают следующие значения равно-
весной концентрации вакансий:
Т, К......... 300 700 1100 1350
(n:N)...... 10-‘9 10-8 10-5 10-4
Так как энергия образования межузельных атомов
значительно выше, чем вакансий, то, как показывают
расчеты, для меди при 1000° С их концентрация значи-
тельно меньше и составляет 10-39, т. е. на 35 порядков
меньше концентрации вакансий.
Из-за больших искажений кристаллической решетки
вокруг межузельного атома его энергия активации про-
цесса миграции Ем меньше, чем для вакансии. Для ме-
ди энергия миграции вакансий составляет 1±0,5 эВ, для
межузельного атома 0,16±0,10 эВ, т. е. межузельные
атомы подвижнее, чем вакансии. Так как концентрация
вакансий несоизмеримо выше концентрации дислоциро-
ванных атомов, то в процессах самодиффузии, т. е. диф-
фузии атомов основного вещества, доминирующую роль
играет вакансионный механизм. Находящийся рядом с
вакансией атом обладает повышенной энергией и может
занять ее место. Время «существования» вакансии в од-
ном узле кристаллической решетки зависит от темпера-
туры. Для кадмия при комнатной температуре это вре-
мя составляет около суток, ближе к температуре плав-
ления 4-Ю-4 с, т. е. частота диффузионных скачков ва-
кансий 0,25-104 с-1.
Скорость миграции атомов основного вещества (са-
модиффузия) по вакансионному механизму существен-
но ниже скорости миграции вакансий, так как вероят-
ность соседства данного атома с вакансией невелика и
тем меньше, чем меньше концентрация вакансий.
Скорость миграции примесных атомов замещения
(гетеродиффузия) больше, чем атомов основного веще-
ства, благодаря энергии упругих искажений решетки в
локальном объеме вокруг примесного атома.
29*
я
Миграция примесей внедрения проходит более ин
тенсивно, так как при перемещении из одного междс
узлия в другое не требуется существенной деформаци.
решетки. Коэффициент компактности о. ц. к. решетк;
ниже, чем г. п. у. и г. ц. к., а октаэдрические и тетраэд
рические пустоты мало различаются по размерам впи
сываемых в них сфер. Диффузия примесей внедренш
здесь идет быстрее, чем в г. ц. к. решетке, в которой ок
таэдрическая пустота отделена от тетраэдрической плот,
ной упаковкой атомов. Однако и для о. ц. к., и для г. ц. й
металлов диффузия атомов по вакансиям намного мед*
леннее диффузии по междоузлиям.
На концентрацию дефектов типа Шоттки и Френкеля
кроме температуры, резко влияют облучение и пласти-.
ческая деформация. Концентрация вакансий в первом
приближении растет пропорционально деформации и
может быть определена зависимостью п/Лг=(10_5-т«
4-10_6) е, где е выражено в процентах. Такие вакансия
называются деформационными. Наибольшая их концен-
трация соответствует знакопеременному нагружению.
При совместном влиянии высоких температур и боль-
шой степени пластической деформации концентрация
вакансий может достигать (5—10) 10-4, что дает концен^
трацию атомов, смещенных со своих мест, 2,5—5%. Пон
видимому, в этом случае вакансии могут оказывать
влияние на процесс и механизм пластической деформа4
ции. Однако обычно влияние деформационных вакан-
сий на прочность и пластичность металла невелико. То-;
чечные дефекты, внесенные пластической деформацией'
и облучением, являются термодинамически неравновес-
ными.
ЛИНЕЙНЫЕ НЕСОВЕРШЕНСТВА (ДЕФЕКТЫ).-.
Линейные несовершенства кристаллической решетки',
имеют размеры, близкие к атомным в двух измерениях-,
и значительную протяженность в третьем. К этому ви-<
ду дефектов относятся дислокации, простейшими из ко-i
торых являются краевые, винтовые и смешанные.
Дислокации легко размножаются и при больших де-
формациях их плотность может достигать ~ 1012 см-2.
Дислокации обладают высокой подвижностью, под дей-
ствием внешних приложенных напряжений способны к
направленным перемещениям и вследствие этого вносят
основной вклад в пластическую деформацию кристалли-
ческих тел.
30
Краевая дислокация может быть образована сдвигом
одной части кристалла относительно другой на одно
межатомное расстояние не на всю длину кристалла
и только на ее часть l=AD (рис. 14). В этом случае в
верхней части кристалла образуется одна дополнитель-
ная плоскость АА'В'В, называемая экстраплоско-
стью. Граница экстраплоскости АВ внутри кристалла
и есть дислокация. Ее длина L составляет обычно
10 ’1—10~5 нм. Так как плоскость скольжения ABCD не
распространилась на всю длину кристалла 1\ и сдвиг
прошел только в части кристалла до границы АВ, мож-
но сказать, что дислокация — граница незавершенного
сдвига, а длина ее свобод-
ного пробега 1С'Ъ=АО.
с)кстраплоскость действует
как клин, создавая сильное
ш кажение кристаллической
решетки (рис. 15), особенно
н окрестности атомов, рас-
положенных на линии дис-
локации АВ. Вблизи дисло-
кации слой I сжат, а слой II
растянут, т. е. выше края
ткстраплоскости А'В' меж-
атомные расстояния мень-
ше, а ниже края — больше,
Рис. 14. Незавершенный сдвиг, соз-
давший краевую дислокацию АВ.
Стрелкой обозначен вектор сдвига
нем в неискаженной решет-
ке. Край экстраплоскости обозначают знаком _1_ (см.
шс. 15,а), если экстраплоскость расположена сверху.
1 этом случае дислокацию называют положительной.
л'ли экстраплоскость расположена в нижней части
кристалла, дислокацию называют отрицательной и обо-
значают знаком Т- Различие между положительной и
отрицательной краевыми дислокациями условное, но
учет знаков их важен при анализе взаимодействия дис-
локаций.
В ядре дислокации диаметром приблизительно два
межатомных расстояния с центром в самой дислокации
наблюдается наибольшее искажение кристаллической
решетки (см. рис. 15). Мерой искаженное™ кристалли-
ческой решетки, а также величины связанного с дисло-
кацией сдвига является вектор Бюргерса. Он характе-
бпзует энергию дислокации и силы, действующие на нее.
сктор Бюргерса — отрезок, замыкающий разрыв
3t
Слой! В' Слой И
Рис. 15. Краевая дислокация в кубической решетке:
.я —вид сбоку; б — вид сверху (светлые кружки соответствуют атомам слоя
черные — атомам слоя II)
О О о о о О О О о О оАг О О О
о о о о о О О О о О О О о о
О о 4 50 5 о 6 о 7 о 8 Г О О о £о 4 50 5 о 6 7 О о 6 -*-о о of
о 2d о о о O7Z7 о Со 20 о о Ью он
о о 1 о 74 о ’ 75 о 12 О 77 о о о о о 774 О 75 о 72 О -о о 77 о о
о о о о о о о о о о о о о
Рис. 16. а Построение контура и вектора Бюргерса Ь для краевой дис-
локации: а — часть . кристалла без дислокации; б- часть кристалла С ДИСЛ01Ц-
цией
петли особого рода, называемый контуром Бюргерс
Контур Бюргерса строится путем последовательного о
хода против часовой стрелки от атома к атому для ча
ти кристаллической решетки. Для неискаженного кри
талла, не содержащего дислокации (рис. 16, а), делае
ея точно такой же обход с просчетом атомов, как и дл
кристалла, содержащего дислокацию (рис. 16, б). Be
тор, который необходимо ввести в совершенный кри
далл для того, чтобы замкнуть контур и совмести'
атом 1 в данном примере (см. рис. 16, а) с атомом 1
и есть вектор Бюргерса Ь.
Если вектор Бюргерса разложить по базисным ве
торам решетки: b=U+mj+nk, где i, /, k — базиснь
32
Рис. 17. Векторы Бюргерса в г. ц. к.
решетке
векторы кристаллической решетки, совпадающие с крис-
। лллографическими направлениями ребер элементарной
ячейки данной решетки. Если /, т, n=0, 1, 2,..., то та-
кие дислокации называются полными. В противном слу-
чае, т. е. если Z, т и п не целые числа, дислокации на-
пиваются неполными или
частичными.
Единичные дислока-
q/ш—-такие, вектор Бюр-
icpca которых равен одному
межатомному расстоянию:
они обязательно являются
полными.
Частичные дислокации
имеют вектор Бюргерса
меньше трансляционно'го
вектора решетки.
Кратные или супердис-
локации. Для них вектор
Бюргерса больше вектора решетки.
Вектор Бюргерса характеризуется его величиной
(модулем) Ь:
h \b\=Y'bl + bl + bl[bx= li-, Т>у = пг^-,
или, как часто говорят, его мощностью и направ-
лением b=ra[lmn], где [Imn]—символы кристалло-
графического направления вектора Ь; а — период решет-
ки; г — наибольший общий делитель (табл. 4).
На рис. 17 представлена г. ц. к. решетка с векторами
Бюргерса bit b2,..., Ь6, модуль которых b=ra V /2+т2+п2,
в символическая запись направления b и опреде-
ление модуля (мощности) b сведены в табл. 4.
Из приведенных примеров (см. рис. 17, табл. 4) вид-
но, что вектор Бюргерса bi характеризует полную дис-
локацию, векторы Z?4 и be меньше параметра решетки и
характеризуют частичную дислокацию, а векторы Ь2, Ьз
и Ь5 кратные и характеризуют супердислокации.
Если вектор Бюргерса b лежит в плоскости переме-
щения дислокации ABCD с нормалью п, т. е. пд=0
I (b Ln), то такое смещение есть простой сдвиг или сколь-
790 33
ИГР
Таблица 4
Определение модуля векторов Бюргерса bb (см. рис. 17)
и записи их кристаллографических направлений
Вектор Бюргерса Составляющие вектора Символическая запись направления Модуль вектора
ьх=н by=mj bz=nk
bi 0 а 0 [ОаО]=а [010] аКо.Н- 12+0= а
Ьг а а 0 [аа0]=а[110] aV l2+l2+0=aK2
Ьз а а —а а[11Т] aVT
Ьз 0 а/2 —а/2 а/2[0Н] a/VT
Ьь —а/2 —а/2 а а/2[Т12] ! CO | СЧ | '-J
ь% а/4 а/4 —а/2 а/4[112] “1/ 8
жение, а перемещение дислокации называется консерва-
тивным, поскольку при ее движении сохраняется плот-
ность в плоскости скольжения ABCD с нормалью п
(см. рис. 14).
Если вектор Бюргерса b не лежит в плоскости пере-
мещения, т. е. /?&#=0, движение дислокации неконсерва-
тивное и движущаяся дислокация оставляет за собой
или вакансии, или межузельные атомы в зависимости от
знака компоненты &, параллельной вектору п. В том слу-
чае, если плотность в плоскости скольжения сохраняет-
ся, движение дислокации должно сопровождаться пере-1
носом массы к плоскости или от нее за счет диффузии^
одиночных атомов, особенно развитой при высоких тем-1
пературах. j
Если вектор Бюргерса b параллелен вектору Lo(ftXj
Х2О=О) (см. рис. 14), то пЛо=О и п&=0. Последнее ра-|
венство — признак консервативности движения дисло-1
кации, вектор Бюргерса которой параллелен дислокаци-|
34
иппой линии. Такая дислокация называется винтовой
(рис. 18). Контур и вектор Бюргерса винтовой дислока-
ции строятся по аналогии с краевой дислокацией. Для
лого выбирается начало обхода, допустим, точка ai
(рис. 18, а). Затем производится обход части кристалла,
содержащего винтовую дислокацию: ai&=9a (а — меж-
атомное расстояние); Ьс=6а; cd—9а-, de=la; eai=6a.
Обход завершен. Начальный и конечный атомы при об-
ходе совпадают. При обходе совершенного кристалла, не
Гис. 18. Контур Бюргерса:
а - вокруг винтовой дислокации; б — эквивалентный контур в совершенном
кристалле: АВ —линия дислокации; Ь—вектор Бюргерса. Вид сверху на вин-
к)вую (АВ), краевую (CD) и смешанную (DB) дислокации (в)
содержащего дислокации (рис. 18,6), пройденные рас-
стояния одинаковы: a'1b'=a1b=9a-, b'c'=bc=&a\ c'd'=
=cd=9a; d'e'=de.= la-, e'f=eai—6a, однако последний
атом обхода f не совпадает с первым атомом обхода а[
на величину вектора Бюргерса Ь, который и замыкает
и совершенном кристалле контур Бюргерса.
Так же, как и для краевой дислокации (см. рис. 15)
CD (рис. 18, в) с вектором Бюргерса bh, где в зоне cd
имеется нарушение кристаллической решетки на вели-
чину, меньшую bk, для винтовой дислокации АВ
(см. рис. 18, в) с вектором Бюргерса Ьь имеется зона аб
3* 35
с нарушением кристаллической решетки на величину,
меньшую Ьъ. В остальной части кристалла, как видно на
рис. 18, в, сохраняется идеальное строение решетки. При-
веденные рассуждения для краевой и винтовой дислока-
ций с векторами Бюргерса bk и Ьь соответственно спра-
ведливы и для смешанной дислокации DB с вектором
Бюргерса Ьс—Ьк-\-Ьъ, где вблизи DB имеется нарушение
(сдвиги атомных слоев) на величину, меньшую Ьс.
Рис. 19. Схемы скольжения дислокаций:
а — поперечное скольжение винтовой дислокации; б — карандашное
скольжение краевой дислокации
Для винтовой дислокации всякая цилиндрическая по-
верхность, для которой Lo служит образующей
(рис. 19, а), может быть поверхностью скольжения. Пе-
реход движущейся винтовой дислокации из одной плос-
кости скольжения в другую называется поперечным
скольжением (см. рис. 19, а).
Следует отметить, что вектор Lo краевой дислокации
может лежать произвольно в плоскости, перпендикуляр-
ной b (рис. 19, б), а полуплоскость в этом случае будет
иметь «ломаный» край. Скольжение в этом случае мо-
жет происходить по любой поверхности, для которой
вектор Ь является образующей. Такое скольжение на-
зывается карандашным (см. рис. 19, б).
Из вышеизложенного следует, что:
1. Вектор Бюргерса характеризует только дислока-
ции: он нормален к линии краевой дислокации, паралле-
лен к линии винтовой дислокации. Вдоль смешанной дис-
36
локации угол между дислокационной линией и вектором
Бюргерса имеет различную величину.
2. У дефектов недислокационного типа вектор Бюр-
герса равен нулю, так как контур Бюргерса вокруг лю-
бого точечного дефекта является замкнутым.
3. Вектор Бюргерса одинаков вдоль всей линии дис-
локации и является инвариантом дислокации. Следствие
инвариантности вектора Бюргерса заключается в сле-
дующем: дислокация не может обрываться внутри крис-
Рис. 20. Дислокационные узлы:
а — разветвление дислокационной линии с вектором Бюргерса Ьг, б — симмет-
ричный тройной узел в плоскости (111) г. ц. к. решетки; в — гексагональная
сетка дислокаций в плоскости (111)
талла — она должна образовать замкнутую петлю или
выйти на свободную поверхность, или соединиться с дру-
гими дислокационными линиями.
Дислокационная линия может разветвляться
(рис. 20, о) и величина разрыва контура Бюргерса, т. е.
величина самого вектора Бюргерса Ь\, не изменяется не
только при перемещении вдоль дислокационной линии,
но и при переходе через узел N, в непосредственной бли-
зости к которому и дальше на всей длине L02 и L03 кон-
тур Бюргерса не совпадает на одну и ту же величину Ь\,
т. е. &1=&2+&з. Вследствие этого, если смотреть на
дислокационные линии от узла N, а обход совершать в
одном направлении (допустим, против часовой стрелки),
11>, =0.
Для г. ц. к. кристаллов в плоскостях {111} ВОЗМОЖ-
НЫ три единичных вектора Бюргерса длиной 0,5 а
« 110>: 0,5 а [101]; 0,5 а [ОП]; 0,5 а [ПО], где а — по-
37
стоянная кубической решетки. Эти векторы отвечают пе-
ремещению из вершины куба в центр грани (т. е. рав--
ны единичному вектору решетки), поэтому возможно об-'
разование симметричных тройных узлов (рис. 20, б), ко-!
торые объединяются с образованием гексагональных се-
ток дислокаций в плоскости {111} (рис. 20, в).
Как правило, в реальном кристалле присутствуют все
виды перечисленных выше дислокаций. Дислокационная
структура становится еще сложнее для плотноупакован-
ных кристаллических решеток при наличии частичных
дислокаций. Суммарная длина Ls всех дислокационных
линий в объеме V представляет собой плотность дисло-
каций Na=Ls/V [см-2]. В отожженном металле Na ~
~106 см~2=106 см/см3, т. е. каждый квадратный санти-
метр поверхности пересекает миллион дислокаций сум-
марной длиной 10 км. В деформированных (наклепан-!
ных) металлах Уд=1094-1013 см-2, т. е. суммарная
длина дислокаций достигает ста тысяч километров.
Таким образом, плотность дислокаций и вызываемая
ею степень нарушения кристаллической решетки доста-
точно высоки, особенно если учесть, что в отличие от то-
чечных дефектов дислокации вызывают нарушения даль-
него порядка. Ниже приведены значения плотности дис-
локаций Na, см-2, для материалов в различных
состояниях:
Отожженный монокристалл.......................Ю8—10е
Сталь после холодной деформации...............1011—101?
Серебро после деформации с 8=11%............2,2-1010
» » » » 8=21%............5,2-1010
» » » » е=32%.............6,8-1010
Увеличим для наглядности кубический сантиметр ме-
талла с дислокациями до> размеров куба со стороной
10 м. При увеличении стороны куба в 103 раз дислока-
ционную структуру металла можно представить паути-
ной толщиной в один микрон, заполняющей весь объем
этого куба со средним расстоянием между такими дис-
локационными линиями порядка 0,1 мм. Предметы с
обратной стороны такого куба, естественно, не будут
видны.
ПОВЕРХНОСТНЫЕ И ОБЪЕМНЫЕ ДЕФЕКТЫ
Поверхностный дефект — несовершенство кристаллине^
ской решетки, имеющее значительную протяженность
двух направлениях. К таким дефектам относятся мало-^
угловые границы между субзернами (субграницы), пен
38
вернуты одно относительно другого на малый угол, боль-
теугловые границы зерен, межфазные границы, дефек-
ты упаковки, двойниковые границы, скопление дислока-
ций в одной плоскости скольжения и некоторые другие
комбинации линейных дефектов. Более подробно все эти
виды поверхностных дефектов будут рассмотрены в этой
Гис. 21. Схема границы суб-
агреи с малым углом разо-
ри птации для простой ку-
бической (примитивной) ре-
пн* । кп
Рис. 22. Схема «границы скручивания». Гра-
ница параллельна плоскости рисунка. Черные
точки обозначают атомы нижней граничной
атомной плоскости, светлые — верхней гранич-
ной плоскости. Зерна прилегают одно к друго-
му плотно, за исключением областей вблизи
двух серий винтовых дислокаций, образующих
замкнутые контуры и имеющих вектор Бюр-
герса а/2 [011] и а/2 [01*1]
и последующих главах. Здесь в качестве примера по-
перхностных дефектов рассматривается строение границ
губзерен.
Различают большеугловые и малоугловые границы
субзерен, характеризующиеся углом разориентации 9
дпух соседних зерен (субзерен). В дислокационной мо-
дели границ с малым углом разориентации (рис. 21)
flpe/i полагается, что два субзерна с простой кубической
ргшегкой слегка повернуты один относительно другого
h плоскости хоу вокруг оси z на равные и противополож-
ные углы 0/2. Угол разориентации составляет 0 =
»'! arctg(b/2/i) или Qfublh. Граница состоит из ряда
рйрлллельных краевых дислокаций одного знака. Угол
рй нфиептации 0<5° и /imin больше десяти параметров
39
решетки. Так как расстояние между дислокациями вели-1
ко, то на субгранице легко различимы отдельные дисло-,
кации. Протравливая границы субзерен, на микрошлифе )
металла можно видеть «ямки» травления, если расстоя- i
ние h достигает нескольких микрон и, следовательно, j
угол 0 мал. Дислокации хорошо различимы под микро-
скопом при АГд порядка 103 см~2. 1
Описанная субграница — простейшая. В общем слу-
чае субграница имеет пять степеней свободы. Три из .
них обеспечивают от-
носительный поворот
смежных кристаллов
около трех взаим-
но перпендикулярных
осей. Две другие — это
степени ориентации са-
мой поверхности гра-
ницы относительно кри-
сталла. Для границы,
представленной на
рис. 21, использована
одна степень свобо-
Рис. 23. Схема субграницы
с малым углом разориентации,
аналогичная схеме рис. 21, за
исключением того, что плос-
кость АС границы образует про-
извольный угол ф между грани-
цей зерна и средней для двух
зерен плоскостью (010). Граница
образована двумя сериями ли-
нейных дислокаций, векторы
Бюргерса которых обозначены
чены Ь± и Ь_^
ды, соответствующая симметричному развороту крис-
таллов вокруг оси z. Вводя аналогичный и независимый
разворот вокруг оси у за счет ряда дислокаций, линии
которых параллельны оси у, получим два кристалла,
развернутые в плоскости хоу относительно оси у. Чтобы
получить поворот вокруг оси х, нужно ввести винтовые
дислокации (рис. 22). Эта схема показывает «границу
кручения». Здесь плоскость границы между кристаллами
с простой кубической решеткой имеет ось вращения а
[100] (ось х) и плоскость контакта (100), совпадающую
40
с плоскостью рисунка. Граница кручения, обведенная на
рис. 22 кружком, образована двумя пересекающимися,
взаимно перпендикулярными рядами винтовых дислока-
ций, равноотстоящих одна от другой с шагом h=b!Q.
Направления винтовых дислокаций [011] и [011], а век-
торы Бюргерса равны (а/2) [011] в первом случае и
(а/2) [011] во втором. Как отмечает А. X. Коттрелл,
одна сетка параллельных винтовых дислокаций неста-
бильна, так как может вызвать в кристалле деформацию
сдвига, распространяющуюся на весь кристалл. Введе-
ние второй сетки дислокаций препятствует распростра-
нению сдвига, образуя стабильную границу между дву-
мя противоположно повернутыми кристаллами.
Более сложное строение границы с малым уг-
лом разориентации 0 может быть образовано двумя се-
риями линейных дислокаций, экстраплоскости которых
взаимно перпендикулярны (рис. 23). Такая граница зер-
на имеет две степени свободы: одна степень свободы
реализуется вследствие поворота одного зерна относи-
тельно другого на угол 0 (см. рис. 21), другая — благо-
даря вращению самой границы зерна вокруг общей оси
кубической решетки зерен. Угол ф — угол между плос-
костью границы и средним направлением [100] двух зе-
рен. Граница составляет угол ф + 0/2 с направлением
1100] в одном зерне и угол <р—0/2 с направлением [100]
в другом зерне. На рис. 21 представлен частный слу-
чай, когда <р=0 или 90°. Из рис. 23 видно, что СЕ=
(0 \ / 0 \
Ф——] больше АВ=АС соз!ф+— 1 на вели-
чину nb, где п — число дислокаций на границе АС с век-
тором Бюргерса Ь\. Принимая ДС=1, можно записать,
что число п вертикальных плоскостей, оканчивающихся
на единице длины границы зерна АС:
СЕ — АВ
и —---------- •
МС]
2 0
- — sin — sin ср
Ь 2
1 = 1
ь ~ ь
0 .
— sm ф,
ь
cos
0 \
ф-------— cos
2 /
(ф+т)]=
Край каждой такой плоскости заканчивается дислока-
цией Аналогичные рассуждения справедливы и для
определения плотности дислокаций Таким образом,
субграница состоит из двух серий разделенных одина-
41
ковыми расстояниями дислокаций, расстояния h между
которыми h±=b/0 sin ср; h^ = b!Q cos <p.
Для малоугловых границ с увеличением угла 0 плот’!
ность дислокаций растет и при 0«15° дислокации от-
делены промежутком порядка двух параметров решет-
ки. При 0>15° граница становится большеугловой, а
отделяемые ею области — зернами.
По аналогии с точечными,-линейными и поверхност-
ными дефектами можно наметить группу объемных де-
фектов. Объемные дефекты согласно классификации не
являются малыми во всех трех измерениях. К. ним мож-
но отнести скопления точечных дефектов типа пор, а
также системы дислокаций, распределенных в объеме
кристалла. Другими словами, благодаря наличию в кри-
сталле точечных, линейных и плоских дефектов кристал-
лическая решетка может отклоняться от идеальной
структуры в больших объемах кристалла. Кроме того, к
объемным дефектам, например в монокристалле, можно
отнести кристаллики с иной структурой или ориентацией
решетки. В структуре кристалла будут значительные
различия между центром дефекта и матрицей, а в мат-
рице возникнут смещения атомов, убывающие с удале-
нием от ядра дефекта. Таким образом, наличие фаз, дис-
персных выделений, различных включений, в том числе
неметаллических, неравномерность распределения на-
пряжений и деформаций в макрообъемах также относят-
ся к объемным дефектам.
2. УПРУГИЕ СВОЙСТВА ДИСЛОКАЦИЙ
Все дефекты кристаллической решетки вызывают ее ис-
кажения и вследствие этого являются источниками внут-
ренних напряжений. В ядре дислокации (в дислокацион-
ной трубке радиусом г<2а), в котором нарушен ближ-
ний порядок расположения атомов, упругие смещения
атомов настолько значительны, что линейная теория уп-
ругости в этой зоне неприменима, а использование тео-
рии конечных деформаций вызывает существенные труд-
ности. Линейная теория упругости дает удовлетвори-
тельные результаты для расстояния от центра оси дис-
локации г^2а. Поэтому область искажений, создавае-
мую дислокацией, можно представить как совокупность
двух областей: первой, где наблюдаются нарушения
ближнего порядка расположения атомов в ядре дисло-
42
нации, и второй, где упругие искажения кристаллической
решетки малы и малы соответствующие им поля упру-
гих смещений и напряжений в области г^2а. Вклад
этих составляющих в различные физические эффекты
неравноценен. Так, строение ядра дислокации определя-
ет ее подвижность, короткодействующее взаимодействие
с примесями и др. Линейная теория упругости позволяет
выявить здесь лишь качественную картину. Поскольку
напряжения от дислокации уменьшаются медленно по
мере удаления от ее ядра, область, в которой можно ус-
пешно использовать линейную теорию упругости, оказы-
вается достаточно большой и, рассматривая упругие
свойства дислокаций, можно получить достоверную кар-
тину о поле напряжений вокруг дислокаций: ее энергии,
силе, действующей на дислокацию; силах взаимодейст-
вия дислокаций; ее натяжения; решить вопросы, свя-
занные с размножением дислокаций; их взаимодействи-
ем с другими дефектами кристаллической решетки и т.п.
ПОЛЕ НАПРЯЖЕНИИ ОТ ДИСЛОКАЦИЙ. Воль-
терра (1907 г.) разработал теорию внутренних напря-
жений в упругих телах, образующихся в результате вы-
резания части тела и соединения краев разреза, причем
интеграл по замкнутому контуру от градиента смещений
имеет конечное приращение Ь. Аналогичную картину
можно представить при образовании краевой или винто-
вой дислокаций. Таким образом, задолго до появления
теории дислокаций в теории упругости были решены
общие задачи, использование которых оказалось эффек-
тивным для исследования поля напряжений от дисло-
каций.
Поле напряжений вокруг винтовой дислокации легко
определить используя модель Вольтерра, состоящую из
полого цилиндра, внутренний радиус которого г0 пред-
ставляет собой радиус ядра дислокации, а наружный
радиус Г1 соизмерим с величиной зерна или равен поло-
пн не расстояния между винтовыми дислокациями (рис.
LM). Винтовая дислокация образуется сдвигом заштри-
хованной (рис. 24, а) плоскости разреза вдоль образую-
щей на величину вектора Бюргерса b и последующим
закреплением смещенных частей, в результате чего в та-
ком цилиндре возникают напряжения, подлежащие оп-
ределению. В дальнейшем полагаем, что цилиндр бес-
конечно длинный и задача сводится к упругой задаче
плоского деформирования и на торцах цилиндра прило-
43
жен дополнительный момент, предупреждающий гели-
коидальное скручивание цилиндра. Предполагается, чт<
задача изотропная. При таких допущениях перемещения
иг = ие — 0; = и2 = 0; и3 — bOISn, — [b arctg (х^х^У^п.
Соответствующие этим перемещениям деформации е>/ =
= 0,5 (dui/dxj+duj/dxi) определяются дифференциро-
ванием и3 и Xi, и х2. В этом случае нормальные дефор-
Рис. 24. Модель Вольтерра для винтовой (а) и крае-
вой (б) дислокаций с направлением их вдоль оси
Охя (02)
мации отсутствуют, а сдвиговые деформации и напря-
жения действуют в плоскости х{ох2. Так как cr13=2Gei3
И O23 = 2G823, то
Gb
п1з —----—
2л
. а _ Gb xi
1+^ 2л xl + xl
^12 = == ^22 “ ^33 = О’
или в полярных координатах (см. рис. 24, а)
""""""" л > ~~~ G-Д - fr - О\д - ^99 -
ги ’ гг гг гг
Х2
(24)
(25)
Поле напряжений вокруг краевой дислокации вы-
числяется более сложным путем. Используя мо-
дель краевой дислокации (рис. 24,6), предполагают
деформацию плоской [а2з=<Тз1=0; огзз=у(стн+а22), где
v — коэффициент Пуассона], а среду изотропной. Напря-
жения
= 52Ф/5>^; ст22 — д2Ф/дх1; ст12= — д2Ф/дх1 дх2. (26)
44
определяются решением бигармонического уравнения
V4(D = 0 относительно функции напряжения Ф (функ-
ция Эри). Определение общего выражения для функции
»ри основано на удовлетворении основных особенностей
ноля напряжений краевой дислокации и граничных ус-
ловий, согласно которым результирующее напряжение
па наружной поверхности равно нулю. Тогда функция
напряжений
Дифференцированием Ф по координатам получаем
значения составляющих поля напряжений вокруг крае-
вой дислокации в декартовых координатах:
(27)
В полярных координатах
огг = <тее = — (D sin 0)/г; <тг0 = — (£> cos 0)/г.
(28)
Уравнение (27) показывает, что нормальное напря-
жение он выше плоскости скольжения (х2>0) сжима-
ющее, ниже ее (х2<0)—растягивающее (рис. 25); ка-
сательные напряжения при х2=0 (в плоскости скольже-
ния) максимальны по абсолютной величине: вертикаль-
ные напряжения о22 над положительной дислокацией
сжимающие, под ней — растягивающие.
Анализ формул (25), (27), (28) позволяет сделать
следующие выводы:
1. Поле винтовой дислокации характеризуется нали-
чием сдвигов и отсутствием удлинений (чистое круче-
ние) ; оно имеет осевую симметрию, т. е. не зависит от
угла 0.
2. Поле краевой дислокации не симметрично, харак-
теризуется наличием сдвигов и удлинений.
3. Напряжения вокруг дислокации обеих типов изме-
няются пропорционально 1 /г, т. е. гораздо медленнее, чем
напряжения, возникающие от точечного дефекта и изме-
45
няющиеся пропорционально 1/г3. Поле напряжений от
дислокаций — дальнодействующее.
4. Напряжения в окрестности ядра дислокации, как
видно из (25) и (28), приближаются к теоретической
прочности кристалла Gb/2n при г—Ь. В области г—
= ( 1,54-2) Ь, где линейная теория упругости еще дает
удовлетворительные результаты, величина упругих де-
формаций составляет 8—10%, а напряжения весьма зна-
Рис. 25. Линии одинакового уровня напряжений / = 1, 2)
вокруг краевой дислокации с центром на пересечении осей Xi и х2.
—>
Положительный вектор Бюргерса b направлен вдоль оси Х\, В каж-
дой из восьми областей показаны схемы напряженного состояния
чительны и достигают 50% от величины теоретической
прочности кристалла.
5. Напряжения линейно зависят от модуля сдвига
G и величины вектора Бюргерса Ь, т. е. модуля (мощно-
сти) дислокации, причем при одинаковой мощности дис-
локации (величины |&|) напряжения поля краевой дис-
локации больше, чем поля винтовой дислокации.
ЭНЕРГИЯ ДИСЛОКАЦИЙ. Дислокации повышают
энергию кристалла за счет вводимых ими искажений ре-
шетки. При определении энергии винтовой дислокации
используется допущение, что кристалл ведет себя как
упругое изотропное тело, подчиняющееся закону Гука.
Поэтому согласно линейной теории удельная (отнесен-
46
пая к единице объема) потенциальная энергия е—
-0,5oe=0,5o2/G. С учетом закона Гука для винтовой
дислокации имеем
<•„ = (0,5o2e/G) = G&Wr2.
(29)
11олная энергия дислокации получится интегрированием
выражения (29) по объему V:
L 2Л Г1
г С Ь GnP Gb2rdr Gb2L ! Г1
/:в = \ ев dV = dz dQ ------------ =-------In—1- .
J B J J J 8лМ 4л r0
V 0 0 r0
(30)
Интегрирование выражения (30) в ограниченных пре-
делах по имеет определенный физический
(мысл, так как при го-*О и г(->оо 1п(Г1/г0)->°°, что, с
одной стороны, физически не реально, а с другой — ве-
личина го ограничена ядром дислокации где неприменим
закон Гука, а величина п ограничена величиной кри-
сталла (кристаллита) или отклонением от закона рас-
пределения напряжений (25) вследствие взаимодействия
разноименных дислокаций, снижающих величину нап-
ряжений при больших значениях г.
Считая, что формула (29) применима для r0>l,5b<&
л;5-10~8 см, при которых деформация б<0,1 и линей-
ная теория упругости дает еще удовлетворительные ре-
зультаты, и полагая ri,max~l см (максимальный раз-
мер зерна), ri,min=19_5 см для плотности дислокаций
АГД=1О10 см-2
ki.min = имеем
ln_fima^ = ln-----!---
г0 5-10~8
17; 1п Г1’п>-|Д- = 1п 10 5-
г0 5’10~8
5,3,
(31)
т. е. величина In rj/r0 может изменяться в 3 раза. Ис-
пользуя для оценки среднегеометрическое значение
1пГ1/го=О,5 In max/го»9, получим
Еьъ— Gb2L.
ь 2
(32)
47
Оценки вклада в выражение (30) энергии ядра дис-
локации дают следующее уточнение:
£‘--^ta(^+z4 <зз>
где 7д = 14-3, и, таким образом, как видно из расчетов,
величина энергии ядра дислокации существенно меньше
энергии в зоне ri^r^r0 дальнего действия упругих на-
пряжений. Аналогично для энергии краевой дислока-
ции
Однако для различного рода оценок и здесь справедли-
ва формула (32).
Таким образом, можно сделать следующие выводы:
1. Энергия дислокации пропорциональна модулю
сдвига и квадрату вектора Бюргерса. Этот вывод спра-
ведлив для любых дислокаций.
2. По порядку величины энергии винтовой и краевой
дислокаций совпадают — см. формулы (33) и (34), од-
нако при одной и той же мощности дислокации энергия
краевой дислокации несколько выше энергии винтовой
дислокации.
3. Энергия дислокации длиной в одну атомную плос-
кость (т. е. L—b) значительна по величине. При G=
= 3-106 Н/см2 и b=3.10-8 см
Е,. = — G&L = — GbP « 3 эВ.
L— ° 2 2
Так как длина дислокации Е^>Ь, то ее энергия ЕД^>
^>10 эВ (для L=10~7 нм Ед«9-102 эВ). Эта величина
намного выше энергии тепловых колебаний E^—kT (k —
постоянная Больцмана) и при температурах 300—2000 К
Ет= (2,54-17,5) 10-2 эВ<сЕд. Так как термодинамичес-
кому равновесию соответствует концентрация дефектов
«д=Аехр(—E/kT), где Е — энергия зарождения дефек-
тов, N — число возможных мест зарождения дефектов,
то тепловое движение способно зародить дефекты с энер-
гией лишь в 2—3 эВ. Так как величина упругой энергии
образования дислокации ЕД существенно выше 2—3 эВ,
то дислокации не могут быть термически равновесными
дефектами ни при каких условиях, их число не зависит
от температуры. В этом существенное отличие дислока-
48
ций от точечных дефектов, равновесная концентрация
которых растет с температурой пропорционально ехр
(—E/kT). Флуктуации энергии и повышение температу-
ры не способны создать новую дислокацию. Так как чис-
ло дислокаций не зависит от температуры, то термоди-
намическая равновесная концентрация их должна быть
равна нулю. Однако в металлах из-за низких барьеров
Пайерлса — Набарро1 даже небольших термических на-
пряжений, возникающих при кристаллизации или при
охлажденных после отжигов, достаточно, чтобы вызвать
пластическую деформацию и появление дислокаций. Тем
более это легко реализуется при внешних механических
воздействиях. Поэтому в металлах начальная плотность
дислокаций всегда существует как следствие предшест-
вовавших силовых воздействий и ни при каких отжигах
невозможно уменьшить плотность дислокаций до нуля.
Бездислокационными в настоящее время получают лишь
кристаллы с ковалентными связями (германий, крем-
ний и т.п.), поскольку такие связи характеризуются вы-
сокими барьерами Пайерлса — Набарро.
4. Вклад в энергию дислокации от ядра дислокации
составляет примерно 10%, т. е. основной вклад в энер-
гию дислокации вносят поля дальнодействующих нап-
ряжений.
СИЛЫ, ДЕЙСТВУЮЩИЕ НА ДИСЛОКАЦИЮ.
Энергия дислокации пропорциональна ее длине. Увели-
чение длины дислокации приводит к росту ее упругой
энергии. Так как каждая система стремится к миниму-
му своей энергии, дислокационная линия ведет себя как
упругая нить, всегда стремящаяся выпрямиться, чтобы
сократить свою длину. По аналогии с поверхностным
натяжением жидкости 2 энергия единицы длины дисло-
кации
/:\=1 = 0,5G&2 (35)
есть f— сила линейного натяжения дислокации, направ-
ленная вдоль дислокационной линии.
При движении дислокации в поле упругих напряже-
ний дислокация совершает работу. Учитывая это, можно
1 О напряжениях и барьерах Пайерлса — Набарро см. с. 62.
2 Известно, что коэффициент поверхностного натяжения жидко-
сти можно рассматривать двояко: или как силу, действующую на
единицу длины мысленного разреза поверхности жидкости, или как
и убыточную энергию1 единицы поверхности.
4 790
49
оперировать представлением о действии некоторой сил!
f на единицу длины дислокации как на самостоятельны;
физический объект, представляющий собой фактическ;
не тело, не частицу, а особую конфигурацию в располо
жении атомов. Под действием внешних сил (см. рис. 14)
дислокация пробегает путь Zi, равный длине кристалла
с выходом дислокации на свободную левую часть кри
сталла и образованием ступеньки шириной Ь. Тогда ра-
бота Я1 силы f, приходящейся на единицу длины дисло-
кации, будет ai=fli, а для всей длины дислокации Ара
бота A\=fl\L. Итак, в определении величины Ai рас-
сматривалось постепенное перемещение дислокации ш
пути li, что привело под действием внешних сил к обра
зованию сдвига на величину b на всей длине 1\. Рассмат-
ривая переход из начального состояния в конечное и по-
лагая, что под действием внешних сил в плоскости
скольжения возникают равномерно распределенные ка-
сательные напряжения т, можно утверждать, что сил4
xl\L на пути b совершила работу A^—xliLb. Так как ра-
бота зависит только от начального и конечного состоя-
ний, то Д1=Д2 и
f/jL = xlTLb или f = xb. (36)
Можно доказать, что формула (36) (соотношени;
Мотта — Набарро) для силы, действующей на единицу
длины дислокации, справедлива для случая движения
винтовой и смешанной дислокаций. Так как вектор Бюр-
герса является инвариантом дислокации, а при однород-
ных касательных напряжениях величина х постоянна нг
всей плоскости скольжения, то сила, действующая нг
единицу длины дислокации, по величине (но не по на-
правлению) одна и та же на любом участке криволи-
нейной дислокации и направлена перпендикулярно ли-
нии дислокации в любой ее точке в сторону участка пло-
скости скольжения, еще не охваченного сдвигом.
Соотношение (36) может быть получено несколькс
иным способом, использование которого оказывается эф
фективным для определения силы взаимодействия дисло
каций. Используем для вывода соотношения (36) изве
стный в сопротивлении материалов метод сечений.
Пусть под действием внешней силы F образовав
краевая дислокация (рис. 26,а). Работа внешних си;
Fb равна работе внутренних сил (напряжений), т.е
энергии дислокации. Работа внешних сил при образова
50
пии дислокации затрачивается на формирование поля
напряжений [см. формулу (27)]. Для определения силы
действующей в плоскости скольжения в направлении
л'|, сделаем разрез и отбросим заштрихованную на рис.
26, б часть. Действие отброшенной части заменим внеш-
ними нагрузками, нагрузки уравновесим так, чтобы лю-
бая точка поверхности разреза и наружного контура
кристалла оставалась в своем первоначальном положе-
нии. В этом случае система внешних нагрузок должна
Рис. 26. Две эквивалентные схемы образования дислокации:
ч - под действием внешней силы F; б и в — путем образования надреза с
последующим смещением на величину Ь; для схем бив при х2=0 значение
<»-2-=0. При толщине реза Д' значения <у22¥=0. Однако эти напряжения на пути
< мощения не производят работы, так как а22±Ь (в)
быть распределена так, чтобы она полностью соответст-
вовала эпюре напряжений <ri2(-*h) вдоль поверхности
разреза [для системы, представленной на рис. 26, б, в,
напряжения <тц будут внутренними, а согласно (27)
<т22=(1]. Схема на рис. 26,6 эквивалентна схеме на рис.
26,а, однако в этом случае представляется несколько
иной вариант образования дислокаций: делается разрез
по форме, представленной на рис. 26, б, верхняя часть
кристалла смещается относительно нижней на вектор
Вюргерса Ь, а к поверхности реза прикладываются внеш-
ние силы, распределенные по такому же закону, как и
напряжения Oi2(xi) в формуле (27). Тогда на пути сме-
щсния верхней части кристалла b будут осуществлять
работу только касательные напряжения одг (напряже-
ния <т22 нормальны к вектору смещения Ь), при этом на
единицу длины дислокации на аб будет действовать
(рис. 26, в) результирующая сила N= \ o12ds =
s s
l + 51
совершающая на b работу^ = 6 j o12dxlt равную внут:
S
ренней энергии системы W. Сила fXi, действующая на
дислокацию вдоль X], определяется как fXl=dW/dxi ил1
fXi = -т— = —--------= ОцЬ = xb. (37
дх± дх±
Соотношение (37) аналогично (36).
При приближении дислокации к свободной поверх
ности энергия деформации кристалла уменьшается, та!
как свободная поверхность не вызывает напряжений, ко
торые препятствовали бы перемещению дислокации. Че»
меньше расстояние от свободной поверхности до дисло
кации, тем меньше энергия дислокации и больше ее при
тяжение к свободной поверхности. Поэтому дислокацш
будет притягиваться к поверхности до тех пор, пока он;
не выйдет на поверхность, при этом образуется ступень
ка в одно межатомное расстояние. Сила притяжени;
дислокации к свободной поверхности кристалла анало
гична силе, с которой в бесконечном кристалле на не
действует воображаемая дислокация противоположной
знака, соответствующим образом ориентированная п<
отношению к поверхности. В случае винтовой дислока
ции, приближащейся к плоской поверхности, воображае
мая дислокация есть зеркальное отражение исходно!
дислокации от поверхности кристалла. В этом случае
силу, притягивающую дислокацию к поверхности, назы
вают силой изображения. В частности, если винтова;
дислокация параллельна свободной поверхности и лежи'
на расстоянии г от нее, то сила изображения на едини
цу длины дислокации
f = .^в. __ Э I Gfe2 |n _ G62 /gg
и дг дг \ 4 л г0 / 4л г *
Если поверхность кристалла покрыта тонким слоеь
оксидов (пленка на алюминии), то возникает сопротив
ление выходу дислокации на поверхность; при этом возни
кает заметное.поверхностное упрочнение. В результате
можно ожидать значительного изменения механически?
свойств. Так, А. X. Коттрелл отмечает, что для некото-
рых мягких металлов возможно повышение предела те.
кучести втрое.
52
СИЛЫ ВЗАИМОДЕЙСТВИЯ ДИСЛОКАЦИЙ. До-
пустим, что дислокация 2 в кристалле, ограниченном
поверхностью S, находится в поле неподвижной дисло-
кации 1 (рис. 27,а). Энергия системы состоит из энер-
гии первой дислокации Еу энергии второй дислокации
Е2, которые определяются формулой (30), и энергии их
Рис. 27. Расчетные схемы для
определения:
а — силы взаимодействия двух
краевых дислокаций; б — fx ;
e — f~ ."Для схемы б на пере-
*2 ,
мещении Ь2 работу совершают
напряжения Oi2, которые явля-
ются внешними на поверхности
А. Напряжения а22±Ь2 и не со-
вершают работу. Для схемы в
на перемещении Ь2 совершают
работу внешние на поверхности
Д' напряжения Оц; напряжения
Oi2 ±Ь2 и не совершают работы
взаимодействия Евз. Если энергия взаимодействия бу-
дет известна, то компоненты вектора сил взаимодейст-
вия определяются как fXt=dEB3/dXi(i= 1, 2, 3). В част-
ности, для рассматриваемой плоской задачи
fxt = dEJdxf, fX1 — dEJdx2. (39)
Дислокация 2 вводится в поле дислокации 1 с век-
тором Бюргерса &i по схеме рис, 27,6, т.е. разрезкой
вдоль поверхности А с последующим сдвигом на Ь2*.
* Здесь используется прием, аналогичный приему для вывода
соотношения Мотта — Набарро (37).
53
I
При этом по плоскостям реза действует сумма напряже-
ний от дислокаций 1 и 2. Однако суперпозиция упругих
полей напряжений нас не интересует и для определения
энергии взаимодействия дислокаций необходимо знать
поле напряжений в точках поверхности реза А (рис.
27, б) от дислокации /. При образовании дислокации 2,
как и в предыдущем примере, работа совершается на-
пряжениями от дислокации 1 oi2, распределенными по
поверхности А на перемещении Ь2, поэтому Ев8 =
= b (* o12dxj, а
fxt — 012^2 •
(40)
Другую компоненту вектора силы взаимодействия дис-
локаций fx. — ( Ь2 С можно определить более
дх2 I J I
\ А '
просто по изложенной выше методике, если разрез в
кристалле до точки (хь х2) сделать вертикальным (рис.
27,в). В этом случае внешними силами, совершающими
работу на &2, будут напряжения <тц, распределенные по
поверхности А'. Сила, отнесенная к единице длины дис-
локации и совершающая работу на А', будет равна
J oudS' =у о1гйх2. Используя (39), находим
А'
(41)
Подставив (27) в (40) и (41), получим формулы для
силы взаимодействия двух параллельных краевых дис-
локаций:
'Xi 2л(1—v) ‘ р? (xi+’l)2 ’
£_______G&!&2 Х2 (Х2 ~Ь 3*1) _ „ + 1
Гх~ 2n(l-v) ’ р? ' (х?+1)2 ’
где К = - ----> a Xi = xjx2.
2л (1 — v) х2
54
В полярных координатах
fr = f„eose + f„3i„e-^-^
fs _ fx,СОЗе-fl,sine-
1
г
sin0
г
(43)
Для винтовых дислокаций напряжения оге от пер-
вой дислокации (&i) совершают работу при введении
второй дислокации (&2) в поле первой (рис. 28). Энер-
гия взаимодействия дислокаций £Вз= foea bdA (Д—по-
Рис. 28. Расчетные схемы для опре-
деления силы взаимодействия дис-
локаций. Для случая взаимодейст-
вия винтовых дислокаций 1 и 2
вектор Бюргерса и направление
внешних на поверхности напряже-
ний 0^.0 параллельны оси х3 и <УГ&
совершает работу на Ь2. Для слу-
чая взаимодействия винтовой (/) и
краевой (3) дислокаций внешние
напряжения направлены вдоль
х3, а вектор Бюргерса краевой дис-
локации лежит в плоскости xilx2,
т. е. or и о о на b , не co-
re k r0 ft
вершает работы
fr = -A =
dr J 2лг
Рис. 29. Зависимость силы , с
которой дислокация 1 действует на
дислокацию 2 в плоскости сколь-
жения дислокации 2 (см. рис. 27, а),
от относительного расстояния xjx2
между дислокациями:
1 — знаки дислокаций одинаковые;
2 — знаки дислокаций разные
верхность реза), а сила взаи-
модействия двух параллель-
ных винтовых дислокаций
(44)
При выводе формул (42) — (44) следует учитывать
знак напряжений от первой дислокации и направление
вектора Бюргерса второй дислокации. Считается, что
энергия взаимодействия положительна в случае дисло-
каций одного знака и отрицательна для дислокаций про-
тивоположных знаков.
55
Полученные результаты позволяют сделать следую
щие выводы:
1. Винтовые дислокации взаимодействуют подобие
электрическим зарядам: одноименные дислокации от-
талкиваются, разноименные притягиваются.
2. Силы взаимодействия дислокаций — дальнодейст
вующие, изменяются пропорционально 1/г Гем. формула
(42)-(44)].
3. Параллельные краевая и винтовая дислокации ш
взаимодействуют (см. рис. 28), так как внешняя сила'
определяемая напряжением о2е винтовой дислокации пс
формуле (25), перпендикулярна вектору Бюргерса Ьг
краевой дислокации.
4. Поле напряжений краевой дислокации асиммет-
рично, вследствие чего зависимость fx,(Xj, х2) сложная
(рис. 29). Для двух одноименных дислокаций одинако-
вого модуля (t>i=b2=b)
Г., - [«, (z;-l)]/(z?+l)’ (45)
и значениям f'Xt>0 соответствует отталкивание, a fx <
<0 — притяжение *.
При Xi>X2(xi> 1) одноименные дислокации оттал-
киваются (см. рис. 29, кривая /), при xi<l притягива-
ются; значение xi = l соответствует fXt=0. Однако это
положение второй дислокации неустойчивое, так как
небольшое смещение ее вправо влечет за собой появле-
ние сил отталкивания (дислокации разбегаются), а вле-
во сил притяжения. При xi=0 сила взаимодействия од-
ноименных дислокаций fX1=0, а положение второй дис-
локации устойчивое, так как независимо от небольших
смещений вправо или влево действуют силы притяже-
ния. Таким образом, одноименные дислокации занимают
устойчивую дислокационную конфигурацию с образова-
нием стенки (рис. 30,а). Энергия стенки Еп, образован-
ной из п дислокаций, будет меньше, чем энергия пЕя
для п отдельных дислокаций. При сравнении рис. 30, а и
25 становится очевидной причина снижения энергии стен-
ки: поле сжатия каждой из дислокаций накладывается
на поле растяжения от всех дислокаций, расположенных
выше, а поле растяжения — на поле сжатия всех дисло-
каций, расположенных ниже. Вдоль стенки происходят
1 Эпюры f' («О симметричны относительно оси ординат.
56
компенсация напряжений и снижение Еп по сравнению
с пЕд. Устойчивые стенки могут быть малоугловыми гра-
ницами зерен или границами субзерен (блоков). Экспе-
риментально образование стенок подтверждается поли-
гонизацией при высокотемпературном отжиге пластичес-
ки деформированных кристаллов.
5. Из выражения (43) следует, что для дислокаций
с вектором Бюргерса Ь{=Ь2=Ь в плоскости скольже-
ния (Хг=0)
, G62 1
** 2л (1 — v) xt
поэтому одноименные дислокации отталкиваются. Скоп-
ление дислокаций в одной плоскости скольжения у пре-
пятствия приводит к появлению неустойчивой дислока-
Рис. 30. Дислокационные конфигурации, образующиеся в
результате взаимодействия краевых дислокаций:
а — дислокационная стенка; б — скопление дислокаций у
препятствия; в, г —устойчивые конфигурации при скоп-
лении разноименных дислокаций
ционной конфигурации (рис. 30,6), энергия которой
Еск^ПскЕд. Вследствие дальнодействия поля напряже-
ний от дислокации можно считать, что на расстояниях
г, меньших L, скопление ведет себя как супердислокация
с вектором Бюргерса В=пскЬ, где пск — число дислока-
ций в скоплении. Поскольку энергия дислокации пропор-
циональна квадрату вектора Бюргерса, то (пск6)2 для
супердислокации будет значительно больше Sfe2 для
Иск отдельных дислокаций.
6. На основании изложенного в п. 4 и 5 считать, что
энергия Еп дислокационной конфигурации из п дисло-
57
Xi
2 И
1
(47)
каций существенно отличается от энергии отдельных;
дислокаций пЕя благодаря взаимодействию полей даль-:
недействующих напряжений. В зависимости от вида дис-
локационной конфигурации возможны случаи, когда
Еп>пЕя и Еп<пЕя< причем это различие тем больше,;
чем больше дислокаций. Поэтому на начальных стади-.
ях пластической деформации, когда плотность дислока-
ций мала, основную роль будут играть свойства индиви- .
дуальных дислокаций, связанные со строением их ядра.
С увеличением степени деформации плотность дислока-
ций повышается и основной вклад в энергию системы
должны вносить дальнодействующие поля напряжений
от дислокаций. В соответствии с этим основную роль
должны играть свойства и взаимодействие больших
дислокационных групп (комплексов), а строение ядра
дислокации должно оказывать меньшее влияние.
7. Для разноименных дислокаций в формуле (42)
для fXl перед К. следует поставить знак минус, тогда вы-
ражения (45) и (46) примут вид
Е = Lel — _ X1
'** К
(№
2л (1 —v)
Из формулы
ные дислокации
а при Х1<1 отталкиваются. Таким образом, при xi = l
fx,=0; образуется устойчивая дислокационная конфигу-
рация (рис. 30,в и г). Наоборот, при xi = 0 fXl=Q, по-
ложение дислокации 2 (см. рис. 27) неустойчивое; при
небольшом ее смещении вправо или влево действуют си-
лы отталкивания, приводя дислокацию 2 в устойчивое
положение при xi = l. Как и раньше, энергия устойчи-
вой дислокационной конфигурации Еп меньше суммы
энергий пЕя отдельных дислокаций.
8. Разноименные дислокации, лежащие в одной пло-
скости скольжения, в соответствии с формулой (47)
притягиваются и аннигилируют: две экстраплоскости
сливаются в единую полную атомную плоскость. Если
разноименные дислокации находятся в соседних плоско-
стях скольжения, разделенных межатомным расстояни-
ем (рис. 31,а), то после их сближения образуется це-
почка вакансий или межузельных атомов (рис. 31,6),
(47) следует, что при xi>l разноимен-
притягиваются (см. рис. 29, кривая 2),
58
оказавшаяся «лишней» при слиянии экстраплоскостей в
одну полную плоскость. При увеличении расстояния ме-
жду плоскостями скольжения притяжение разноименных
дислокаций на коротких расстояниях вдоль плоскости
скольжения переходит в отталкивание (см. рис. 29, кри-
вая 2).
Рис. 31. Схема аннигиляции линейных разноименных дислокаций, расположен-
ных в параллельных плоскостях скольжения, с образованием цепочек (ряда)
вакансий (а) и дислоцированных атомов (б)
Силы, действующие между дислокациями и раство-
ренными атомами (точечными дефектами), обладают
сферической симметрией. Энергия взаимодействия крае-
вой дислокации с растворенным атомом
£B3=J_.1±1 since (48)
вз 3 1 -v R
где 7? и а — полярные координаты растворенного атома
относительно положительной линейной дислокации: ра-
диус атомов основного металла, отличен от радиуса рас-
творенной примеси, равного г'=(1+е)г. Силы взаимо-
действия fa ---—• ^вз-и^ = — д£вз определяют диф.
Я да дЯ
ференцированием Евз (48) по а и R.
59
Из анализа изменения fa и fR следует, что растворен^
ный атом выталкивается из сжатых областей поля дис4
локации и втягивается в растянутые.
Вследствие того что в поле винтовой дислокаций'
среднее напряжение равно нулю, между растворенным'
атомом и винтовой дислокацией взаимодействия нет.
ДВИЖЕНИЕ ДИСЛОКАЦИИ. Важным свойством
дислокаций является их подвижность. Краевая дислокач
ция (см. рис. 14) легко перемещается в плоскости сколь-1
жения ABCD под действием незначительных напряжен
а 6 т ’ в
Рис. 32. Схемы взаимодействия атомов в ядре дислокации при ее перемеще-
нии на одно межатомное расстояние:
а — исходное положение; б — промежуточное положение неустойчивого рав-
новесия; в — конечное положение, энергетически тождественное начальному»
но со смещением экстраплоскости на Ъ
ний. Величина этих напряжений характеризуется нару-
шениями ближнего порядка в расположении атомов или
структурой ядра дислокации.
Рассмотрим перемещение краевой дислокации в пло-
скости скольжения ss (рис. 32, а) и определим причины
легкой подвижности дислокации. В первоначальном по-
ложении экстраплоскость образована атомами 2—2'.
Для простоты рассуждений примем, что силы притяже-
ния между атомами быстро уменьшаются с увеличением
расстояния между ними. Поэтому связи между атомами
2—5 и 2—6 пренебрежимо малы и взаимно уравновеше-
ны, а связи между атомами 1—5 и 3—6 несколько ос-
лаблены. Приложим к решетке касательное напряжение
т (рис. 32,6). Тогда расстояние между атомами 3—6
увеличится, а между 2—6 уменьшится. При дальнейшем
перемещении верхней от ss части кристалла относитель-
но нижней под действием касательных напряжений рас-
стояние между атомами 3 и 6 настолько увеличится, что
60
их связь резко ослабится. Расстояние 2—6, наоборот,
уменьшится (рис. 32,в), что повлечет за собой усиление
связи. В итоге бывшая полуплоскость (экстраплоскость)
2—2' (рис. 32, а) соединится с нижней полуплоскостью
6—6' с образованием целой плоскости 2'—2—6—6' и но-
вой экстраплоскости 3—3' (см. рис. 32, в).
Такое скольжение (или консервативное движение)
дислокации в плоскости скольжения ss характеризуется
гем, что общее число ослабленных связей до скольже-
ния сохраняется на всех этапах движения. В данном
примере в начальном состоянии было две ослабленные
связи: 2—5 и 2—6. При смещении экстраплоскости из
положения 2—2' в 3—3', т. е. при перемещении дислока-
ции на величину Ь, число ослабленных связей сохрани-
лось. Ими оказались связи 3—6 и 3—7. В процессе пе-
ремещения дислокации на величину b связь 2—6 восста-
новлена, а 3—6 ослаблена. Итак, движение дислокации—
процесс периодического ослабления и восстановления
связей кристаллической решетки в ядре дислокации.
Исходное положение, представленное схемой на рис.
32, а, отвечает минимуму потенциальной энергии взаи-
модействия атомов. Конечная конфигурация (рис. 32, в)
тождественна начальной, так как все атомы одинаковы
и, следовательно, неразличимы. Поэтому энергия Ео на-
чального и конечного состояний в данном примере оди-
накова. В промежуточном состоянии энергия системы
Е>Е0, поэтому для изображенного на рис. 32,6 симмет-
ричного промежуточного состояния следует ждать ми-
нимального значения энергии. Таким образом, измене-
ние энергии Е(х) в зависимости от смещения дислока-
ции х в направлении скольжения имеет вид периодиче-
ской функции с периодом Ь. То же можно сказать и от-
носительно силы взаимодействия атомов в ядре дисло-
кации, так как F(x)=dE(x)/dx или относительно на-
пряжений т(х). На этой основе были предложены раз-
личные модели ядра дислокации Френкелем и Конторо-
вой, Пайерлсом и Набарро и др. Все модели ядра дис-
локации весьма приближенны, а при выводе формул де-
лаются весьма грубые допущения. Поэтому полученные
решения справедливы только качественно.
Обычно для анализа подвижности дислокации ис-
пользуют решение Пайерлса, которым предложены фор-
мулы для определения энергии ДЕ=Е—Ео старта дис-
61
локации и критического касательного напряжения, необ^
ходимого для движения дислокации с преодолением по$
тенциального барьера &Е:
2G
тП-н= ~ ехР (— 2na!qb),
(49]
где q—\ для винтовой и q=\—v для краевой дислока-?
ции. Напряжение тп-н называют напряжением Пайерл*
са — Набарро или напряжением старта дислокации.
В (49) Пайерлсом была использована одна из воз-
можных разновидностей периодической функции для на-
пряжений
T(x)==_^._LSin_^PW-.
2л а b
Вид периодической функции для т(я) совпадает с функ-
цией, используемой в выводе теоретической прочности по
Френкелю. Однако существенное различие здесь в опре-
делении ф(х), изменяющейся в пределах ±Ь/2. Этой
функцией описывается взаимное смещение двух атомов,
.расположенных один против другого по разные стороны
от плоскости скольжения в ядре дислокаций, т. е. эта
функция описывает смещение атомов в ядре дислокации
от участка плоскости скольжения, на котором скольже-
ние произошло, к участку, на котором скольжение не
произошло. Ширина этого перехода вдоль плоскости
скольжения, в пределах которого смещения составляют
&/4, т. е. 50% от общего, носит название ширины дисло-
кации и служит мерой плавности этого перехода. Когда
этот переход происходит в интервале (1—2) Ь, дисло-
кация узкая, а когда интервал более 5Ь, дислокация
широкая. Широкие дислокации характерны для метал-
лов, узкие — для ковалентных кристаллов типа алмазе
с направленным характером связи. Для широких дисло-
каций характерно меньшее смещение атомов выше пло-
скости скольжения относительно положений атомов ни
же этой плоскости, в связи с чем энергия несовпадения
и величина энергии Д£, расходуемая на преодоление
сил связи в ядре дислокации, будут меньше. Поэтому
подвижность дислокации возрастает с увеличением ее
ширины.
В формуле (49) ширина дислокации со = а/(1—v)
Периодичность изменения напряжений Пайерлса при
В2
движении дислокации послужила основанием примене-
ния к ним термина «силы трения решетки при движении
дислокаций».
Анализ формулы (49) и схемы движения дислокации
(см. рис. 32) позволяет сделать следующие выводы.
1. При движении дислокации происходит эстафетная
передача дислокации от одной плоскости к другой с од-
новременным ослаблением и восстановлением связей
кристаллической решетки не одновременно по всей пло-
скости скольжения в кристалле, а только в ядре дисло-
кации. В связи с этим напряжение tn-н гораздо меньше
теоретического напряжения сдвига в идеальной решетке
it = G/2ji. Например, для простой кубической решетки
при а=Ь, т = '/з и <?=2/з (краевая дислокация) Тп-н=
= 2,5« 10-4<Стт. Порядок величины тп-н удовлетвори-
тельно согласуется с экспериментальными данными.
2. Чем меньше величина вектора Бюргерса b и боль-
ше расстояние а между плоскостями в нормальном к
плоскости скольжения направлении, тем меньше крити-
ческое касательное напряжение тп-н- Небольшое увели-
чение параметра а/b сильно влияет на тп-н. Так, для
случая, разобранного в п. 1, при а/Ь,= \ тп-н=2,5‘ 10-4 G,
.1 при a/ft=l;5 тП-н~2,1 • 10~6 G, т. е. уменьшается поч-
ти в 100 раз. Поэтому наибольшей подвижностью обла-
дают дислокации с малым вектором Бюргерса, лежащие
в атомных плоскостях, расстояние а между которыми
наибольшее. В частности, для плотноупакованных пло-
скостей величина тп-н будет наименьшая, а межплоско-
стпое расстояние наибольшее. Эти плоскости и являются
плоскостями легкого скольжения.
3. При прочих равных условиях подвижность крае-
вой дислокации выше, чем винтовой. Действительно, при
и/Ь=1 для краевой дислокации тп—н=2,5-10-4 б,для
винтовой тп-н =4-10-3 G*.
4. Силы, стремящиеся устранить несовпадение поло-
жений атомов в соседних плоскостях, наиболее слабы
между плотноупакованными плоскостями, так как рас-
стояние между такими плоскостями больше, чем между
любыми другими плоскостями решетки. Поэтому самые
широкие дислокации лежат в плотноупакованных пло-
* Утверждение справедливо для рассматриваемой здесь прос-
пи"! кубической решетки и г. ц. к. Для металлов с о. ц. к решеткой
при низких температурах винтовые дислокации более подвижны.
63
скостях, а подвижность дислокации возрастает при уве-
личении ее ширины.
5. Движение дислокации — элементарный акт пласт»
ческой деформации. Пластическая деформация происхо
дит в поле упругих напряжений вокруг дислокации.
Максимальное повышение энергии решетки при пере'
ходе дислокации в максимальное неустойчивое состоя-
ние— напряжение Пайерлса (силы трения решетки) —
зависит от природы связи и ширины дислокаций. На
пряжения Пайерлса больше у кристаллов с ковалентны
ми (направленными) связями и меньше у кристаллов <
металлическими и ионными (ненаправленными) свя
зями.
Если дислокация переместилась на всю длину кри
сталла 1\ (см. рис. 14) с образованием на левой граш
его ступеньки величиной Ь, то величина пластическо!
деформации при перемещении (пробеге) одной дислока
ции е—Ь/1\, а при пробеге п дислокаций Сп—пЬЩ. Од
нако не все п дислокаций могут пробежать весь кри
сталл полностью, т. е. возможно, что, задержавшись на
препятствии, дислокация пройдет путь /с.п</ь Путь
/с.п— длина свободного пробега дислокации. В соответ^
ствии с этим величина гп будет на /С.п/Л меньше, т. е.
®п = Ч.п-Т = ^п^с.п. (50)
где NB=n/% —плотность подвижных дислокаций, ко-
личество которых п'<п.
Дифференцированием (50) по времени получается
выражение для скорости деформации:
tn=Nnbv + Nnblc.n, (51)
где v=dlc.B/dt— скорость движения дислокации; NB—
изменение плотности подвижных дислокаций во времени.
Оценим величину еп при следующих упрощениях: на-
пряжения большие, поэтому Nn^N, a NB мало, поэтому
вторым числом в (51) можно пренебречь. Тогда при
JV=10n см-2, 6 = 3-10-8 см, v= 105 см/с (практически
равно скорости звука в металле) еп«3-108 с-1. Обычно
максимальные скорости деформации е не превышают
103—105 с-1. Вывод: плотность дислокаций настолько
высока, что обеспечиваются самые высокие скорости
пластических деформаций.
€4
РАЗМНОЖЕНИЕ ДИСЛОКАЦИЙ. Как следует из
вывода 3 (см. с. 48), собственная энергия дислокаций
велика: 30—50 эВ при длине дислокации L = 106. По-
лому термодинамически равновесные дислокации в кри-
сталле должны отсутствовать. Следовательно, появление
дислокаций и их размножение должны объясняться дру-
гими причинами: условиями роста и охлаждения кри-
сталла и в еще большей мере его пластической дефор-
мации, так как установлено, что в недеформированном
кристалле плотность дислокаций составляет 104—106*,
а в деформированном 1010—1012 см-2.
Зарождение дислокаций длиной L (см. рис. 14) в
участках идеального кристалла требует очень больших
напряжений т, совершающих работу A=FL=xblc.nL
(/с.п— длина пробега дислокации), равную энергии ее
образования Ea=~Gb2L. Следовательно, T=0,5xG6//Cn-
При создании дислокации в идеальном кристал-
ле /с.п не должна превышать (1—2) Ь, т. е. напряжения
зарождения дислокации в идеальном кристалле т=
= G/2—G/4 значительны и имеют порядок теоретичес-
кой прочности кристалла. Так как обычно t<CG/2jt, то
напрашивается вывод о зарождении дислокаций в иска-
женных частях кристалла, а именно там, где уже име-
ются дислокации. Для подтверждения этого предполо-
жения используем введенные понятия силы f, действую-
щей на единицу длины дислокации, и силы fo линейного
натяжения дислокации [см. формулу (35)]. Рассмотрим
задачу о равновесии дислокационного отрезка, закреп-
ленного на концах, в поле постоянного напряжения т
(рис. 33). На элемент дуги
lib действует сила Fi=f8L= .
= bx8L, направленная по х.
Противодействующая ей сила
1'2, возникающая вследствие
линейного натяжения [о, на-
правлена к центру кривизны 0
против направления х: F%=
= 2f0 sin 0,569 « foO = [об///?
(для Малых углов sin 0,560 =
-0,560 и 69 = 6///?). С учетом
Здесь речь не идет о бездислока-
шюнных кристаллах полупроводни-
ков.
Рис. 33. Дислокационный отрезок
закрепленный на концах А и В
в поле постоянного напряжения
т. Плоскость скольжения сов-
падает с плоскостью чертежа
5 790
65
формулы (35) для f0 сила, препятствующая изгибу дис-
локационной линии в дугу радиусом Rn, /72=0,5 Gb28L/
/Rn, а соответствующее этой силе напряжение находится
из условия равновесия Fi=F2 или Ьтб£=0,5 Gb25L/Rn,
откуда
т = 0,5GblRR.
(52]
Максимальное значение напряжения т для дислока-]
ции, закрепленной в точках А и В (AB=L), достигает-
Рис. 34. Схема действия источника Фран-
ка —- Рида. Плоскость рисунка — плоскость
скольжения участка дислокации АВ. При-
ложенное напряжение вызывает нормаль-
ную к дислокации силу и выгибает
первоначальную прямую (а) дислокацию.
Если т=тКр, кривизна дислокационной
линии максимальна (б), дислокация стано-
вится нестабильной, что приводит к росту
дислокационной петлтг (в, г), вызывая еди-
ничный сдвиг. Наконец, обе части зоны
сдвига соединяются (б), образуется замк-
нутая петля дислокации, а участок АВ
подготовлен для генерации новой петли
ся, как видно из
При Яд = Ят1п.
предложенной
ком и Ридом
(52)
Для
Фран-
схемы
генерации дислокаци:
(рис. 34) значение
Rrain = L/2, В СВЯЗИ С
чем касательное пап
ряжение тф—р, необхо-
димое для действия ис-
точника Франка — Ри
да длиной L,
т. е. для
выгибания дислокаци-
онной линии до L/2,
Тф_р = GbIL, (53)
т. е. тф—р тем меньше,
чем больше длина за-
крепленного отрезка
дислокации. При L =
= 1 мкм («3-103 Ь),
соответствующей плот-
ности дислокаций N—
= 108 см“2, тф-р =3-10~4 G, что хорошо согласуется с
•пределом текучести чистых металлов.
Дислокационная линия ДВ* в конце каждого цикла
образования петли восстанавливается, поэтому она мо-
жет генерировать неограниченное количество петель.
Каждая петля при своем распространении на плоскости
скольжения производит единичный сдвиг. Многократной
генерацией источником Франка — Рида и образованием
большого количества петель объясняются перемещения
* Дислокация АВ обычно удерживается с обоих концов узла-
ми пространственной дислокационной сетки (см. рис. 19, в). В этом
случае дислокационную линию АВ называют сегментом АВ.
66
до тысячи межатомных расстояний, наблюдающиеся
при пластической деформации кристаллов..
Здесь был описан наиболее простой случай размно-
жения дислокаций в процессе пластической деформации.
Однако есть и более сложные случаи, например размно-
жение дислокаций путем множественного поперечного
скольжения: встречаются пространственные и спираль-
ные источники Франка — Рида (см. гл. III).
3. ДИСЛОКАЦИИ в типичных
КРИСТАЛЛИЧЕСКИХ СТРУКТУРАХ
Выше рассмотрены основные типы дислокаций (краевая,
винтовая и смешанная) на примере простой кубической
решетки. Дислокации в такой решетке, имеющие векто-
ры Бюргерса а<100> или а< Н0>, или а<111>,
единичные (единичной мощности). Эти векторы совпа-
дают с трансляционными векторами решетки, характе-
ризующими тождественную трансляцию, т. е. такой пере-
пое решетки, при котором ее конечное состояние нельзя
отличить от начального. Такие дислокации или дисло-
кации /г-кратной мощности (« — любое целое число) бы-
ли названы ранее как полные.
В типичных кристаллических г. ц. к., о. ц. к. и г. п. у.
решетках, характерных для металлов, существуют дис-
локации с векторами Бюргерса, отличающимися от век-
торов тождественной трансляции. Такие частичные (не-
полные) дислокации с вектором Бюргерса br—nb (0<
<п<1) могут объединяться в полную: bir+b2r=b или
рекомбинировать, образуя другие частичные дислокации
по схеме blr-]-b2r=b3r+bir. Полная дислокация может
диссоциировать (расщепляться) на частичные: b = blr-\-
-\-b2r. Возможны 'и другие варианты дислокационных ре-
акций.
Дислокационные реакции подчиняются критерию
Франка, основанному на том, что реакция должна при-
водить к уменьшению энергии системы. Так как энергия
дислокации пропорциональна квадрату вектора Бюргер-
са, критерий Франка формулируется следующим обра--
юм: реакция возможна в том случае, если сумма квад-
ратов векторов Бюргерса исходных дислокаций больше
суммы квадратов векторов Бюргерса дислокаций, обра-
67
зующихся в результате реакции. При Ь1>&г+&з ди ело
кация диссоциирует. Если &1<&2+^з, диссоциация не
возможна, при этом две дислокации объединяются в од
ну. Понятны поэтому и неустойчивость полной дислока
ции n-кратной мощности nb, и ее распад на п единит
ных дислокаций с векторами Бюргерса Ь, так ка!
(п&)2>пй2. Нетрудно заметить, что угол между двум^
Рис. 35. Расщепление полной дислокации b на две частичные bi и в плос-
кости 4111) г. ц. к. решетки. Слой плотнейшей упаковки атомов с лунками для
слоя В (светлый треугольник) сверху и лунками для слоя С (темный треуголь-
ник) снизу от слоя Д:
а — пространственное изображение; б — проекция на плоскость (111); в — изме-.'
некие энергии при смещении атомов в слое плотнейшей упаковки^ сплошная )
линия — для смещения из лунки В' в В" вдоль Ь, пунктир — смещение из В'
в В" через С' вдоль bi и Ь2
диссоциирующими дислокациями должен ^Ьыть больше
90°.
Кроме энергетического принципа Франка, образова-
ние частичных дислокаций определяется кристаллогра-
фическими особенностями г. ц. к., о. ц. к. и г. п. у. реше-
ток. Так как сила Пайерлса — Набарро достигает ми-
нимальных значений для плотноупакованных плоско-
стей скольжения, то пространственное расположение
атомов в плотнейших упаковках имеет исключительно
важное значение.
ЧАСТИЧНЫЕ ДИСЛОКАЦИИ. ДЕФЕКТЫ УПА-
КОВКИ. В плотноупакованной г. ц. к. решетке (рис.
35, а, б) наименьшее межатомное расстояние составляет
половину диагонали элементарной ячейки а/'КЗ , а рас-
стояние между плотноупакованными плоскостями {111}
аГУз (см. рис. 6,6, расстояния ВВ' и СС'). На рис.
35, а чередование плотноупакованных слоев такое же,
68
как и на рис. 4 и 6. Оно происходит в порядке
АВСАВС..., причем светлым треугольником обозначены
проекции плоскости (111) атомов слоя В, лежащего над
слоем А, а черным треугольником — проекция атомов
слоя С, лежащего под слоем А. Экстраплоскость крае-
вой дислокации с вектором Бюргерса b (см. рис. 35)
перпендикулярна плоскости скольжения (111), т.е. слою
А (или перпендикулярна плоскости чертежа рис. 35 и
одновременно вектору Ь), и может перемещаться в на-
правлении [101]. Полная дислокация, допустим В'В" =
= й = 0,5а [101], диссоциирует на две частичные:
^'=^=(«/6) [112] йЪ'В'=Ь2= (а/6) [2 ff], при этом
выполняется условней2 = -у- > + й2 = , т.е
соблюдается критерий Франка. Кроме того, переход
атомных слоев через промежуточное положение С' в та-
ком зигзагообразном движении В'->С'-+В" поперемен-
но по Й! и й2 отвечает преодолению более низкого энер-
гетического барьера, чем прямой переход от В' к В".
При сдвиге вдоль й (см. рис. 35, б) шар слоя В, лежа-
щий в лунке В' (см. рис. 6,6), перекатываясь через шар
А, проходит через высокий энергетический барьер (см.
рис. 35, s), так.как такой переход должен сопровождать-
ся подъемом экстраплоскости, на что требуются суще-
ственные энергетические затраты. Энергетически легче
шару В, лежащему в лунке В', переместиться не пря-
мым путем вдоль вектора й, а сначала, скользя по «же-
—>
лобу», в соседнюю лунку С' вдоль вектора йь а затем
по другому «желобу» в лунке В" вдоль вектора й2 (см.
рис. 35,6). Положение шара в промежуточной лунке С
механически стабильно. Шар слоя В плотно прилегает
к трем шарам слоя А, что соответствует относительному
минимуму (штриховая линия на рис. 35, в) энергии. Аб-
солютный минимум энергии здесь не достигается, так как
положение слоя В в лунках С не свойственно для г. ц. к.
кристаллов, поскольку чередование атомных слоев ста-
новится САСА..., что характерно для г. п.у. кристаллов.
Таким образом, в г. ц. к. решетке возникает прослойка с
нарушенным чередованием плотноупакованных слоев,
т. е. дефект упаковки, с которым связан избыток энер-
69
гии. Энергию дефекта упаковки на единицу его площа-
ди обозначим через Ед.у эрг-см-2. Образование двух
частичных дислокаций одинакового знака мощностью
&i = &2 приводит к их отталкиванию с энергией Е /
/d*. Таким образом, две частичные дислокации ох и Ь2
оказываются разделенными расстоянием d с дефектом
упаковки между ними, причем энергия всей этой сово-
купности должна быть меньше энергии одной полной
дислокации Ь. Совокупность двух частичных дислокаций
и дефекта упаковки между ними называется расщеплен-
ной дислокацией. С увеличением расстояния d между
частичными дислокациями избыток энергии на единицу
длины, дислокации dEn.y увеличивается. Так как систе-
ма стремится к минимуму энергии, появляющееся на-
тяжение дефекта упаковки стремится стянуть частич-
ные дислокации, преодолевая силу их отталкивания.
Следовательно, максимальная величина d будет огра-
ниченна. Она определяется из условия dEp/dd=0 мини-
мума энергии Ер расщепленной дислокации:
£р = 2[т-’Т’1п'7+2]+£а-^ + ^1п7'- (54)
Первый член этого выражения — энергия двух час-
тичных дислокаций. Дифференцируя (54) по б! и при-
равнивая нулю, получим равновесную ширину с/0 рас-
щепленной дислокации
do ™. (55)
£д.у 24л (1—v) Ея,у
Для G = 3-104 МПа, d0=10 а, v=1/s, а=3-10~8 см
значение Ед.у= 1,8-10-6 Дж-см-2. Экспериментально
получаемые значения энергии дефектов упаковки имеют
такой же порядок, однако сильно колеблются. Напри-
мер, Ед.уАэ = (10±5) 10-4; Ед.уАи = (20±10) 10-4;
Е'д.уси = (40±10) 10-4; Ед.УА1 = (200±20) 10-4; Ед.уРе =
= (140+40) 10-4; Ед.ущ = 150-10~4; Ед.уСг >300Х
ХЮ-4 мДж/см2.
* Эта величина получается интегрированием сил отталкивания
F—Db^r, Еъз = — { F (r)dr — Db\\n.RJd.
70
Легирование сильно изменяет энергию дефекта упа-
ковки. В растворах на основе меди величина Ед.у сни-
жается при росте содержания А1. Например, у бронз
(Си-фА1), содержащих
4,5 и 7% А1, Ед.у=20Х
ХЮ-4 и 2-10~4 эрг/см2
соответственно. Относи-
тельная ширина do/bi де-
фекта упаковки изменяет-
ся в пределах от 1 до 60
и больше.
Дефект упаковки мо-
жет образоваться разны-
Рис. 36. Растянутая краевая дислокация
в г. ц. к. решетке; do — ширина дефекта
упаковки; b^alZ [1210] или а/2 [161]
ми путями: СДВИГОМ В ПЛО-
СКОСТИ плотнейшей упа-
ковки, удалением или,
наоборот, внедрением од-
ной плотноупакованной плоскости или ее части и други-
ми способами.
Выше рассматривалось образование дефекта упаков-
ки при сдвиге. Здесь образуются две экстраплоскости
(рис. 36) с частичными дислокациями Ь\ и Ь2. Единич-
ная дислокация b — краевая, частичные дислокации —
не краевые, так как векторы Бюргерса этих дислока-
ций не перпендикулярны их линиям (для упрощения ри-
сунка это на рис. 35 не показано). Между экстраплоско-
стями находится дефект упаковки, где чередование сло-
ев АВСАВС.. нарушено и порядок их расположения
\BCACABCA... Появилась тонкая прослойка САСА
г. п. у. решетки в г. ц. к. решетке, размещенная между
двумя частичными дислокациями Шоккли Ь\ и Ь2. При
скольжении расщепленной дислокации головная частич-
ная дислокация, передвигаясь, смещает атомы перед со-
бой в неправильные положения, а замыкающая частич-
ная дислокация возвращает атомы в области дефекта
упаковки в нормальное положение.
Расщепленная винтовая дислокация образуется ана-
логичным образом, причем имеется полная аналогия со
скольжением расщепленной краевой дислокации. Одна-
ко расщепление винтовой дислокации на две частичные
дислокации Шоккли вносит существенное изменение в
особенности ее скольжения. Как было отмечено ранее,
отличительной особенностью чисто винтовой дислокации
71
является ее способность скользить в любой кристаллогра-
фической плоскости. Расщепленная дислокация может
скользить только в плоскости дефекта упаковки, так как
плоскость скольжения должна содержать вектор Бюр-
герса скользящей дислокации, а две частичные винто-
вые дислокации не лежат на одной прямой и определя-
ют единственную плоскость скольжения, содержащую
эти частичные дислокации.
Рис. 37. Дефекты упаковки вычитания (а) и внедрения (б) в г. ц. к.
решетке; Ьф — вектор Бюргерса дислокации Франка
Дефект упаковки может быть получен также удале-
нием части плотноупакованного слоя с последующей
ликвидацией образовавшегося промежутка сближением
по нормали плотноупакованных слоев (рис. 37,а). Воз-
никает дефект упаковки вычитания. При внедрении ме-
жду слоями {111} неполного плотноупакованного слоя
атомов возникает дефект упаковки внедрения. Вектор
Бюргерса таких частичных дислокаций, называемых
дислокациями Франка, ориентирован нормально к пло-
скости {111} и перпендикулярен линии дислокации, т. е.
дислокация Франка краевая. Ее мощность Ь =а/3
Г<111>, а 6Ф=а/КЗ, т.е. длина вектора Ьф числен-
но равна расстоянию между плотноупакованными плос-
костями. Итак, вектор Ьф не лежит в плоскости плот-
нейшей упаковки (или в плоскости дефекта упаковки),
и дислокация Франка не может двигаться скольжением
подобно тому, как легко скользит краевая дислокация.
Дислокация Франка может перемещаться переползани-
ем при развитых диффузионных процесса. При перепол-
зании направление смещения дислокации нормально
вектору Бюргерса, т.е. переползание дислокации Фран-
72
ка осуществляется в плоскости дефекта упаковки при
достройке неполного атомного слоя или при удалении
атомов с его кромки. Поэтому частичные дислокации
Франка называют сидячими или полузакрепленными.
ДИСЛОКАЦИОННЫЕ РЕАКЦИИ В Г. Ц. К. РЕ-
ШЕТКЕ. При описании дислокационных реакций в г. ц. к.
решетке удобно использовать специальное геометричес-
кое построение — стандартный тетраэдр Томпсона. Гра-
ни тетраэдра (рис. 38, а) представляют собой четыре
Рис. 38. Геометрическое построение для описания дислокационных реакций в
г. ц. к. решетке:
а — тетраэдр ABCD с длиной граней 0,5а для восьмой части элементарной
г. ц. к. решетки; б — развернутый тетраэдр Томпсона. Обозначение [1То> и др.
вместо обычного обозначения [110] введено для обозначения направления век-
тора
возможные плоскости скольжения типа {111}. [Плоскос-
ти (111) и (ТТ1) являются параллельными и из восьми
плоскостей непараллельными будут четыре]. Ребра те-
траэдра соответствуют шести направлениям скольже-
ния типа <110> и двенадцати направлениям, если
учитывать знак плюс и минус для направлений сколь-
жения. Средние точки граней, противоположных атомам
А, В, С и D, обозначены соответственно а, р, у и 6, а
плоскости через (а), (6), (с) и (d). Развернутый тетра-
эдр Томпсона относительно точки D (рис. 38,6) пред-
ставляет собой плоскость {111}, совпадающую с плос-
костью чертежа, а полная дислокация с вектором Бюр-
герса 0,5а <110> обозначается парой латинских букв.
73
Например, дислокация 0,5а [101] (или парная ей проти-
воположного направления 0,5а [101]) записывается как
ВС или парная ей СВ. Частичные дислокации мощно-
стью (1/6)а <Н2> обозначается латинской и гречес-
кой буквой. Для &j=(l/6)a [112] (см. рис. 35) обозна-
чение Томпсона будет 6С (противоположному направле-
нию Сб соответствует вектор fci=(l/6)a [Г12]). Класс
всех направлений <011> обозначается DC]АВ.
С помощью тетраэдра Томпсона можно анализиро-
вать сложные дислокационные реакции.
1. Реакция, представленная на рис. 35: (а/2) [101] =
=(а/6) [ 112] + (а/6) [211], записывается в виде
ВС = В6 + 6С, (56)
а при изменении направления векторов Бюргерса СВ =
= Сб+бВ.
2. Частичная дислокация Франка имеет вектор Бюр-
герса, перпендикулярный плоскости (111), и обознача-
ется аА или 6Z). Эти векторы соединяют центр грани с
противоположной вершиной. Так, в результате реакции
дислокации Франка с частичной дислокацией Шокли
Аа + аВ = АВ (57)
образуется единичная дислокация, причем дефект упа-
ковки устраняется.
3. Поперечное скольжение расщепленной винтовой
дислокации: например Ду-j-yZ) из плоскости у (111) в
плоскость р (1ТГ), происходит стягиванием части1 де-
фекта упаковки в единичную дислокацию с вектором
Бюргерса AD и последующим расщеплением на частич-
ные дислокации Др и fiD в плоскости р, т. е.
Ду + уО = AD = Др + pD, (58)
Для стягивания частичной дислокации необходима до-
полнительная энергия, так как реакция Ду+у£>=Д/)
обратна реакции (56) и согласно критерию Франка
энергия системы должна быть повышена. Для реализа-
ции такой реакции требуется затратить дополнительную
энергию. Термическая активация и высокие напряже-
ния для кристаллов с большой шириной расщепленной
дислокации способствуют протеканию реакции (58). Ве-
1 Эту часть называют перетяжкой дефекта упаковки.
74
роятность поперечного скольжения для дислокации с ма-
лой шириной расщепленной дислокации выше. Опыты
показывают, что в алюминии, который обладает высокой
энергией дефекта упаковки и малой его шириной (около
1—2 межатомных расстояний), поперечное скольжение
встречается особенно часто
Рис. 39. Стадии 1—7 поперечного скольжения растянутой винтовой дислокации
AD в г. ц. к. решетке (А — длина перетяжки дефекта упаковки). Освободив-
шись от торможения в плоскости (ТГ1), длина перетяжки Z2>Zi (г) увеличива-
ется в плоскости (11 Г)
На рис. 39, а заштрихованная область дефекта упа-
ковки показана для растянутой винтовой дислокации
AD в начальном положении /ив исходной плоскости
скольжения (111). Границы заштрихованной зоны —
частичные дислокации (в положении 2 штриховка опу-
щена, чтобы не усложнять рисунок). Пусть в районе пе-
ретяжки li (см. рис. 39, а) движение дислокации в пло-
скости скольжения (111) остановлейо барьером (при-
месные атомы, дисперсные частицы, другие дислокации
1 Металлы с г. ц. к, решеткой можно разделить на металлы с
низкой энергией дефектов упаковки (Си, Ag, Au, y-Fe) и высокой
энергией дефектов упаковки (Al, Ni, Pb).
И
и т. п.). Под действием приложенного напряжения ши-
рина расщепленной дислокации уменьшается с образо-
ванием на 1\ единичной дислокации а/2 [101] (положе-
ние 3 на рис. 39,а и положение 4 на рис. 39,б), которая
поперечным скольжением на стадии 5 (см. рис. 30, б)
переходит в новую плоскость (111). Здесь единичная
дислокация вновь расщепляется (стадия 6 на рис. 39, в)
и скользит, увеличивая площадь, охваченную сдвигом.
Рис. 40. Образование дислокации Ломер — Коттрелла при встрече растяну-
тых дислокаций в пересекающихся плоскостях скольжения:
а— до встречи; б — после встречи. Отрезки DP, (3/1, Лб и 6С здесь обознача-
ют сами дислокационные линии. Вектор Бюргерса этих линий имеет такое же
обозначение и определяется на стандартном тетраэдрё Томпсона (см. рис.
Будучи закрепленной на концах перетяжки, дислокация
выгибается, а длина перетяжки увеличивается на стадии
7 (рис. 39,г). Движение дислока_ции и пластическая де-
формация по новой плоскости (111) могут быть облегче-
ны, так как открываются возможности при образовании
петли (см. рис. 39, г) для генерации источника Франка—
Рида. Различие в ширине расщепленных дислокаций и
соответственно в склонности к поперечному скольжению
у разных металлов и сплавов играет очень важную роль
в формировании дислокационной структуры (ячеистой
структуры, см. гл. III) при деформации и в особенности
структурных изменений при последующих возврате и
рекристаллизации.
4. Образование вершинной дислокации по реакции
М + Л6 = ₽6 (59)
можно представить следующим образом. В плоскости
76
b (см. ADC на рис. 38) находится расщепленная дисло-
кация Л£>=Лр+|3£), состоящая из частичных дислока-
ций Шокли, соединенных дефектом упаковки (штрихов-
кой на рис. 40,а показана ширина дефекта упаковки).
В плоскости АВС, т.е. плоскости (d) или (111), нахо-
дися расщепленная дислокация ЛС=Лб+бС, состоя-
щая из двух частичных и дефекта упаковки между ни-
ми. Плоскости скольжения пересекаются по прямой АС
с индексами [0Г1] (см. рис. 38). Головные части дисло-
каций рЛ и Лб при своем движении встречаются на ли-
нии АС пересечения плоскостей скольжения, образуя но-
вую частичную дислокацию рб. Отрезок рб соединяет
центры двух граней, параллелен ребру DB (см. рис.
38,а) и равен (’/з) DB. Поэтому мощность дислокации
встречи (вершинной дислокации рб) = (1/3) (а/2)
[011], а Ь^—аУ~2/6. ’ Объединение двух головных дис-
локаций в одну частичную по реакции типа (59) или по
(о/6) <112> + (а/6) <112>= (а/6)<011> дает боль-
шой выигрыш в энергии, так как
Так как линия [ОН] и вектор -2-[ОН] лежат вод-
ной плоскости (100) и взаимно перпендикулярны, то вер-
шинная дислокация является чисто краевой. Получивша-
яся в результате встречи двух растянутых дислокаций
новая растянутая дислокация (см. рис. 40, б) имеет фор-
му клина. Клинообразный дефект упаковки в каждой из
плоскостей скольжения ограничен хвостовыми частичны-
ми дислокациями Шокли £>р и 6С. Совокупность трех
частичных дислокаций в клинообразном дефекте упаков-
ки называют дислокацией Ломер — Коттрелла. Для
этой дислокации плоскость [100], в которой лежит ли-
ния рб дислокации и ее вектор Бюргерса, не является
плоскостью скольжения и в ней не находятся хвостовые
дислокации Шокли. Поэтому все три дислокации рб,
£>Р и 6С, образующие дислокацию Ломер — Коттрелла,
неподвижны и прочно закреплены по всей длине, так как
она представляет собой жесткую связь двух плоскостей
скольжения. Эту дислокацию называют сидячей. Ис-
пользуя символику Томпсона, реакцию (59) образова-
77
ния дислокации Ломер — Коттрелла можно записать по
этапам в следующем виде:
(Dp + РЛ) + (Лб + 6С) = Dp + (₽Л + Лб) + 6С =
= £>(3 + рб + 6С.
Дислокация Ломер — Коттрелла, состоящая из одной
вершинной и двух дислокаций Шокли, может быть об-
разована при диссоциации единичной дислокации по ре-
акции типа (см. рис. 38,6) £>С=.О|3+|36+6С.
Без учета энергии образования дефекта упаковки эта
реакция диссоциации идет с уменьшением энергии:
( aV~2 V / а Кб У . ( аУ2 У .
-------- ----------- 1 ------ “Г
\ 2 / \ g J \ е J
-Е— - 7°2
2 18
Описанный вид дислокаций часто наблюдают в пла-
стически деформированных нержавеющих сталях и дру-
гих металлах и сплавах с г. ц. к. решеткой.
ЕДИНИЧНЫЕ И ЧАСТИЧНЫЕ ДИСЛОКАЦИИ В
Г. П. У. и О. Ц. К. РЕШЕТКАХ. Плоскостью плотнейшей
упаковки г. п. у. кристаллов является чаще всего базис-
ная плоскость с расположением атомов 'в каждом слое
аналогично г. ц. к. кристаллу (см. рис. 35,6), но с чере-
дованием слоев АВАВАВ... (см. рис. 7). Минимальный
единичный вектор этой решетки а/3 <['12Г0]>, его мо-
дуль равен а. Дислокационная реакция диссоциации
единичной дислокации на две частичные дислокации
Шокли при расположении векторов Бюргерса аналогич-
но рис. 35,6 записывается так: (а/3) [1210] = (а/3)
[0Г10]+(а/3)[Г100].
Как и в г. ц. к. решетке, две частичные дислокации
Шокли связаны между собой дефектом упаковки с об-
разованием в г. п. у. решетке .прослойки АВС, характер-
ной для г. ц. к. решетки. Определение энергии дефекта
упаковки и ширины расщепленной дислокации анало-
гично приведенному выше [см. формулы (54) и (55)].
Движение расщепленной дислокации в г. п. у. решет-
ке происходит в одной плоскости, в связи с чем здесь
отсутствуют условия для образования сидячих дислока-
ций.
78
Дислокация Франка с вектором Бюргерса, направ-
ленным нормально к плоскости базиса, образуется по
аналогии с г. ц. к. решеткой.
В о. ц. к. решетке минимальным модулем обладает
единичная дислокация с вектором &i=0,5a <111>. На-
правление bi совпадает с направлением плотнейшей
упаковки (см. рис. 41,а). Единичная дислокация Ь2=а
[010], обладающая большей энергией, чем &i, не может
Рис. 41. Элементарные ячейки о. ц. к. решетки, на которых отмечены векторы
Бюргерса единичных дислокаций:
а — Ь^—^,5а [111], Ь<2=а [010], Ь3=0,5а [111], Ь^—а [100J. Ьз—О,5а [111]; б — плос-
кости (112), (211) скольжения и их пересечение в направлении [111] скольже-
ния
диссоциировать на две типа 0,5a <111>, так как Ь% <
<&^+&| (a2<l,5a2). Реакция рекомбинации (см.
рис. 41, a) &2+&4=^i+&5 в соответствии с критерием
Франка энергетически выгодна: 2a2>l,5a2.
В металлах с о. ц. к. решеткой скольжения часто на-
блюдают по плоскостям {112} (см. рис. 41,6) в направ-
лении <111>. Геометрия образования характерных
дислокаций в о. ц. к. решетке несколько сложнее, чем в
г. п. у. и г. ц. к. решетках, так как чередование слоев
здесь более сложное, чем в плотнейших упаковках.
В плоскости (112) (см. рис. 41,6) атомные слои А и
В (рис. 42, а) в своем расположении атомов отличают-
ся, тем, что, допустим, плотноупакованный ряд атомов
В2 (В2, В 2> В2) смещен относительно плотноупакован-
пого ряда атомов А2 (Л2, А2> Л’2) на величину 0,5a [ПО]
(рис. 42,в). Это относится к любому ряду атомов Ат и
79
Вт (т — номер плотноупакованного ряда атомор со-
гласно рис. 42,а). Рассматривая проекцию плотноупа-
кованных слоев А, В и последующих на плоскость (110),
убеждаемся (рис. 42, б), что каждый последующий
атомный слой смещен относительно предыдущего на ве-
личину (!/з) а [111].
Рис. 42. Плоскости (112) в о. ц. к. решетке, в которых выделены слои атомов
Л, В и С (а); расположение слоев ABCDEF в проекции на плоскость (110)
(б); порядок расположения плотноупакованных рядов атомов слоя А и слоя В
в плоскости_(112) (в) и смещение одного слоя атомов выше слоя Е на вели-
чину (а/6) [111] (а)
Таким образом, третий по счету слой С смещен (рас-
стояние между атомами А" и С" на рис. 42,6) на (2/3)а
[111], а четвертый слой D имеет смещение относительно
слоя А на величину (3/3) а [1Г1]) =а [111]. Таким обра-
зом чередование слоев будет ABCD ..., причем в проекции
80
на направление [112], т. е. в плоскости (112) , происходит
поочередное смещение плотноупакованных в направлении
<П1> рядов атомов для слоя предыдущего относи-
тельно последующего слоя на 0,5а [НО] (рис. 42, в). По-
этому плотноупакованные ряды атомов в слоях А и С,
В и D совпадают и, несмотря на то, что в плоскости (110)
слой D смещен относительно А на а [111] (т. е. по
рис. 42,6 создается впечатление их полного совпадения),
в плоскости (112) (рис. 42,е) эти слои смещены на 0,5а
[НО], т.е. слой D не располагается идентично слою А,
а поэтому индексация слоев должна быть продолжена:
ABCDEFGH... При этом плотноупакованные ряды ато-
мов А, С, Е, G с направлением < 111 > смещены на
(2/3)а [ГН] в плоскости (НО) (рис. 42,6) и совпадают
в плоскости (112) (рис. 42,в). Плотноупакованные ря-
ды В, D, F, Н в направлении [Ill] смещены один отно-
сительно другого на (2/3)а [111] в плоскости (НО) (см.
рис. 42,6) и совпадают между собой в плоскости (112)
(см. рис. 42,в), однако смещены относительно плотно-
упакованных рядов А, С, Е, G на 0,5а [НО]. При пере-
ходе от слоя А к слою С на (2/3) а [111] (см. рис. 42,6),
от слоя С к слою Е на (2/3) а [111] и от слоя Е к слою
G на (2/3)а [111] А и G совпадут в плоскости (НО)
(см. рис. 42,6), а плотноупакованный слой G, входя-
щий в сочетание А, С, Е, G (см. рис. 42, в), располага-
ется в плоскости (112) под слоем А. Таким образом,
слой G повторяет по Своему расположению слой А, а
слой И— слой В и т. д., и чередование слоев будет
ABCDEFABCDEF...
Допустим, что при образовании единичной винтовой
дислокации с вектором Бюргерса 0,5а [111] (вектор ef
на рис 42, 6) верхняя начиная с любого слоя, пусть со
слоя С, часть кристалла смещается относительно ниж-
ней части. Поскольку b=0,5a [111] совпадает с век-
тором тождественной трансляции, после сдвига решетка
остается совершенной с тем же порядком чередования
слоев ABCDEFАВ... Поэтому по аналогии с образовани-
ем винтовой дислокации для простой кубической решет-
ки (см. рис. 17, в) две совершенные части кристалла бу-
дут соединены между собой зоной смещения атомов слоя
С и выше относительно слоя Е и ниже (см. рис. 42, 6) в
направлении [111] меньше, чем 0,5а [111]. В этой зоне
6—790 81
последовательность в упаковки атомных слоев будет на-
рушена, как и для винтовой дислокации с простой куби-
ческой решеткой (см. рис. 17, в).
Возможно расщепление единичной винтовой дисло-
кации с модулем 0,5а [111] на две частичные. В этом
-случае часть кристалла начиная, допустим, с ряда Е и
выше смещается относительно части кристалла от ряда
F* и ниже (см. рис. 42, б) не на величину вектора тож-
дественной трансляции 0,5а [111], как это было рассмот-
рено выше, а на одну треть его, т. е. (а/6) [111] (вектор
тр). Пусть слои начиная с Е и выше сместились на
(а/6) [Ill] (вектор рт). Слой F займет в плоскости
(110) положение, аналогичное слою А и D в исходной
решетке (см. рис. 42, г). Однако в плоскости (112) с но-
вым положением совпадают плотноупакованные ряды
слоя А, поэтому после смещения на (а/6) [ГТ 1 ] слой Е
будет уже носителем признаков слоя А, а при смещении
на (а/6) [111] слой С будет носителем признаков слоя
Е (см. рис. 42). Дальнейших нарушений кристалличе-
ской решетки начиная со слоя Е и выше нет, поэтому
чередование слоев в дефекте упаковки (см. рис. 42) бу-
дет CDEFA • FABC... Таким образом, винтовая дислока-
ция мощностью Z?i=(a/6) [ТТ1] (вектор рт) представ-
ляет собой одну границу дефекта упаковки. Другой гра-
ницей этого дефекта будет дислокация Шокли &2=
= (a/3) [111] (вектор qp), которая согласно реакции
диссоциации
а/2 [П1] = а/6 [И1] + а/3 [Ill] (60)
приведет атомы верхнего слоя по отношению к атомам
нижнего слоя в полностью стабильное положение с сум-
марным вектором b—(a/2) [111], равным единичному
вектору тождественной трансляции. В итоге образуется
чередование слоев в плоскости (112), свойственное иде-
альной о. ц. к. решетке. При смещении на Ь2=(а/3) [ГТ1]
вектор Бюргерса замыкает границу дефекта упаковки.
* Аналогичные рассуждения справедливы относительно любого
ряда плоскостей ABCDEF.
82
Согласно критерию Франка реакция (60) энергети-
чески выгодна, так как
/ а \2 За2 .. 5а2
+ —— или ~т~ > —тт-. Различие энергии полной и
\ V з / 4 12
двух частичных дислокаций мало, поэтому практически
такое расщепление будет реализоваться только в том
случае, если энергия образующегося дефекта упаковки
мала.
Частичные дислокации Шокли, образующиеся при
расщеплении винтовой дислокации в о. ц. к. решетке,
обладают важной особенностью. Векторы Бюргерса Ь\ и
t>2 частичных дислокаций параллельны вектору Бюргер-
са b единичной дислокации (в отличие от этого случая
расщепленные дислокации Ь\ и bz в г. ц. к. решетке не
параллельны между собой и не параллельны вектору b
полной дислокации). Поэтому винтовая единичная дис-
локация в о. ц. к. решетке расщепляется на две чисто
винтовые частичные дислокации: расщепленная винто-
вая дислокация может легко переходить из одной плос-
кости в другую, что невозможно для расщепления вин-
товой дислокации в г. ц. к. решетке без перетяжки де-
фекта упаковки (см. рис. 39). Перетяжка дефекта
упаковки требует приложения дополнительных внешних
усилий или термической активации процесса.
Итак, для винтовых дислокаций в о. ц. к. решетке
характерным является возможность поперечного сколь-
жения расщепленной дислокации. Плоскости (121) и
(2Т1) пересекают плоскость (112) по линии 111. На
рис. 41,6 показано пересечение плоскостей {112}: (211)
п (112) по линии [111], и винтовая дислокация легко
переходит из одной плоскости скольжения в другую.
В о. ц. к. решетках, как в г. ц. к. и г. п. у. кристаллах,
могут образовываться дефекты вычитания и дефекты
внедрения, связанные с нарушением порядка чередова-
ния слоев ABCDEFAB... Например, для дефекта внедре-
ния возможно чередование слоев ABCDEDEF или
ABCFABCD, для дефекта вычитания ABCFAB... или
ABCBCDEFA...
83
4. ДВИЖЕНИЕ И ПЕРЕСЕЧЕНИЕ ДИСЛОКАЦИЙ.
ВЗАИМОДЕЙСТВИЕ ДИСЛОКАЦИЙ
С ТОЧЕЧНЫМИ ДЕФЕКТАМИ
Движение дислокаций приводит к необратимым смеще-
ниям атомов кристаллической решетки, т. е. сопровож-
дается элементарными актами пластической деформа-
ции. Упругое взаимодействие дислокаций увеличивает
общую энергию системы, повышая тем самым сопротив-
ление пластической деформации. Ранее были рассмотре-
ны идеализированные варианты движения и взаимодей-
ствие параллельных дислокаций благодаря дальнодейст-
вующим полям напряжений. Действительная картина
движения и взаимодействия дислокаций между собой и
с другими дефектами кристаллической решетки намного
сложнее, В данном разделе дано описание более реаль-
ной картины этих явлений.-
ПЕРЕСЕЧЕНИЕ ДИСЛОКАЦИИ. До сих пор бы-
ло рассмотрено взаимодействие параллельных дислока-
ций. Основной вклад в такие взаимодействия вносят по-
ля дальнодействующих напряжений, Анализ дальнодей-
ствующих полей напряжений и силы взаимодействия
дислокаций показывают, что ортогонально ориентиро-
ванные дислокации не взаимодействуют. Поэтому при
своем движении эти дислокации могут приближаться до-
статочно близко друг к другу и основной вклад в энер-
гию взаимодействия этих дислокаций будут вносить яд-
ра дислокаций.
Пусть подвижная краевая дислокация 1 (рис. 43, а)
с экстраплоскостью Icdl' и плоскостью скольжения
qvtr пересекает неподвижную дислокацию 2, вектор
Бюргерса 62 которой перпендикулярен Ь\. В результате
скольжения дислокационная линия 11' перемещается
слева направо и верхняя часть кристалла сдвигается от-
носительно нижней на величину Ь\ (рис. 43, б). Так как
линия дислокации ,не может прерываться внутри крис-
талла, то между нижней 2's' и верхней s2 частями дис-
локации образуется излом ss', называемый ступенькой.
Ступенька является частью дислокационной линии
2ss'2'. Вследствие инвариантности вектора Бюргерса
вектор Ь2 постоянен вдоль дислокационной линии и име-
ет одинаковое направление, в результате чего вектор
Бюргерса ступеньки bs—b2 перпендикулярен ss'=|6i|,
84
т. е. ступенька имеет краевую ориентацию. В результате
пересечения дислокаций дислокация 1 увеличила свою
длину на величину вектора Бюргерса &2, так как до пе-
ресечения (а) вдоль 11' или cd располагалось п атом-
ных плоскостей, а справа от дислокационной линии 22'
находится плоскость.
Рис. 43. Пересечение ортогонально ориентированных краевых дислокаций 1 и 2
со взаимно перпендикулярными (а, б) и параллельными (в, г) векторами Бюр«
герса bi и bz*.
а и 0 — до пересечения; б и г — после пересечения дислокации
Если вектор Бюргерса неподвижной дислокации 2
параллелен оси х, т. е. направления векторов Ь\ и б2 сов-
падают (рис. 43, в), то при пересечении на каждой дис-
локационной линии образуются перегибы рр' (рис. 43,г),
причем длина перегиба на дислокационной линии /р2р2/
&р=&2=Р2Р2, а длина перегиба на дислокационной ли-
нии 2pipi2’ определяется длиной вектора bp=bi=pipi.
Оба вектора Ьр лежат в плоскости скольжения той и
другой дислокации и параллельны рр', т. е. перегибы
имеют винтовую ориентацию.
Таким образом, из сравнения рис. 43, а, б и в, г сле-
дует, что при пересечении краевых дислокаций резуль-
тат получается различным и зависит от взаимной ориен-
85
тации дислокационных линий и их векторов Бюргерса.
Можно сформулировать следующие правила для пере-
секающихся краевых дислокаций:
1. Если вектор Бюргерса Ь\ подвижной дислокации
лежит в плоскости скольжения неподвижной дислокации
(рис. 43, в, г), то на ней образуется перегиб, если век-
тор Ь\ не лежит в плоскости скольжения второй дислока-
ции (рис. 43, а, б), то образуется ступенька.
Рис. 44. Образование на краевых дислокациях перегиба (дислокация с векто-
ром Ь2) и ступеньки (дислокация с вектором Ьз), при движении винтовой дис-
локации с вектором Бюргерса Ъ\\
а — &о пересечения; б — после пересечения
2. При пересечении двух дислокаций длина ступень-
ки или перегиба на одной дислокации равна вектору
Бюргерса другой дислокации.
Эти правила остаются справедливыми при пересече-
нии краевых дислокаций движущимися винтовыми дис-
локациями (рис. 44). Действительно, вектор Бюргерса
движущейся винтовой дислокации bi совпадает с плос-
костью скольжения дислокаций с вектором Бюргерса Ьг-
При их пересечении образуется перегиб pp'=bi с винто-
вой ориентацией и bp—bi. Здесь, как и на рис. 43, в, г,
&1Ц&2- Если &1±&з (см. рис. 44), то при движении винто-
вой дислокации с последующим пересечением краевой
дислокации образуется ступенька bs—bi с краевой ори-
ентацией.
Если подвижная краевая дислокация пересекает не-
подвижную винтовую (рис. 45), то дислокационная ли-
ния 22' находится на поверхности скольжения, которая
представляет собой винтовую поверхность, созданную
86
винтовой дислокацией. Приближаясь к винтовой дисло-
кации, кромка экстраплоскости 2gh2' искривляется.
При пересечении участок 2 краевой дислокации стано-
вится ниже для изображенного на рис. 45 направления
закручивания плоскостей винтовой дислокации участка
2«2 на величину вектора Бюргерса Ь\ винтовой дислока-
ции. Образующаяся ступенька «г«2 — часть краевой дис-
локации с величиной и направлением вектора Бюргерса,
Рис. 45. Пересечение неподвижной винтовой дислокации 1 движущейся крае»
вой дислокацией 2:
а — до пересечения плоскости закручены винтовой дислокацией и скольжение
краевой дислокации происходит в одной плоскости; б — после пересечения
краевая дислокация скользит в двух плоскостях скольжения, отстоящих одна
от другой на Ь\
характерным для всей дислокации 2s2S22*. Поскольку
б2-Ь«282> ступенька имеет краевую ориентацию. Ступень-
ка скользит в направлении движения краевой дислока-
ции. Заштрихованная на рис. 45 площадь, площадь, опи-
сываемая движущейся ступенькой. После пробега крае-
вой дислокации справа налево возникает смещение верх-
ней части кристалла влево на величину &2- В итоге на
винтовой дислокации образуется ступенька ssj =Z>2,
представляющая собой часть винтовой дислокации с
вектором Бюргерса Ь\.- Так как si$i ±&i, то ступенька
имеет краевую ориентацию. Как видно из описания
пересечения двух дислокаций, здесь справедливо сфор-
мулированное выше правило пересечения дислокаций.
В частности, так как 62 подвижной дислокации не ле-
жит в плоскости скольжения неподвижной дислокации,
образуется ступенька. Ясно, что две ортогонально ори-
ентированные винтовые дислокации образуют при пере-
87
сечении две ступеньки. Каждая из них будет иметь крае-
вую ориентацию, т. е. вектор Бюргерса будет перпенди-
кулярен линии ступеньки.
Итак, после пересечения двух дислокаций на них об-
разуется ступенька, или перегиб, длина дислокации уве-
личивается на величину вектора Бюргерса Ь. Радиус R
действия напряжений от ступеньки (или перегиба) дли-
ной b имеет порядок нескольких b : Е=(2-?4)&. Под-
ставив это значение R в формулу для энергии дислока-
ции, получим, что энергия каждой дислокации после пе-
ресечения увеличивается на •
Д£=_^_ ln(2^4)^W, (61)
т. е. пересечение дислокаций требует дополнительных
затрат энергии.
Таким образом, для продвижения дислокации необ-
ходимо преодоление дополнительного энергетического
барьера ДЕ, связанного с увеличением упругого искаже-
ния кристаллической решетки непосредственно в ядре
дислокации, т. е. необходимо увеличение внешних напря-
жений. В этом случае говорят, что кристалл (металл)
упрочняется. Дополнительное увеличение внешних на-
грузок вызывает увеличение касательных напряжений в
плоскости скольжения на величину Дт, приводя к повы-
шению силы F, действующей на единицу длины подвиж-
ной дислокации. Дополнительное увеличение F : ДЕ=
=Дтд. Эта сила ДЕ на пути s=b пересечения неподвиж- 1
ной дислокации совершает дополнительную работу ДЛ== 1
=&Fs=&T:b2L, где L — длина подвижной дислокации.
Для пересечения дислокаций при их движении необ- I
ходимо, чтобы
ДД = kxb2L > ДЕ « Db3 или Дт > DbIL. (62) J
При \x<.Db/L приращение внешних напряжений недо- |
статочно для пересечения неподвижных дислокаций 1
(дислокации «леса») подвижными. Подвижные дислока- ]
ции тормозятся дислокациями «леса». Увеличение на- 1
пряжений Дт до величины, соответствующей условию '
(62), приводит к движению дислокаций, т. е. к дальней- I
шей пластической деформации с соответствующим уве-
личением внешних напряжений. Явление повышения
внешних напряжений, необходимых для продолжения
88
пластической деформации, называется упрочнением или
наклепом. В данном случае упрочнение связано с преодо-
лением «леса» дислокаций, т. е. пересечением неподвиж-
ных дислокаций подвижными. Взаимодействие дислока-
ций здесь близкодействующее и определяется структурой
ядра дислокаций.
Пересечение расщепленных дислокаций (рис. 46) со-
провождается прогибом дислокационных линий голов-
ных частичных дислокаций в сторону хвостовых частич-
Рис. 46. Пересечение растянутых дислокаций:
а — растянутые дислокации с векторами Бюргерса Ь\ и Ь2 до пересечения,
Ь2==ЬГ-НХ, гДе ^г=&г.к4"^г.в’ \~^х.к"^х.в вектоРы Бюргерса головной
и хвостовой частичных дислокаций, состоящие из краевой Ъц к и винтовой
Ьцв компонент; б — образование перетяжки дефекта упаковки; в-— дислока-
ции с нерасщепленной ступенькой BD после пересечения
пых дислокаций. Для частичной дислокации вектор Бюр-
герса, лежащий в плоскости скольжения, наклонен к
дислокационной линии (рис. 46, а) и каждый вектор Ьч
частичной головной (или Ьч — частичной хвостовой) дис-
локации можно представить состоящим из двух компо-
нент: краевой &ч.к и винтовой Ьч.в : 6ч=&ч.к+&ч.в. Для
представленной на рис. 46, а винтовой дислокации ком-
поненты Ьч.к противонаправлены, а 6Ч.В сонаправлены.
В связи с этим возникают все касательные компоненты
напряжений и введение второй дислокации в поле пер-
вой будет вызывать дальнодействующее упругое взаимо-
действие. Таким образом, прогиб головных частичных
дислокаций — результат упругого дальнодействующего
взаимодействия полей напряжений. Естественно, на пре-
одоление этого взаимодействия и выгибание дислокаци-
онной линии с образованием перетяжки дефекта упаков-
ки (рис. 46,6) расходуется дополнительная энергия,
которая еще больше увеличивается в процессе пересече-
89
ния дислокаций, когда происходит взаимодействие
ближнего порядка, определяемое структурой ядра дис-
локации. После образования перетяжек и пересечения
возникают ступеньки, которые могут быть нерасщеплен-
ными, т. е. единичными дислокациями малой длины,
в том числе вершинными и расщепленными. На рис. 46, в
показана растянутая дислокация АС=А6+6С, лежащая
в плоскости АВС (см. рис. 38,6). Эта дислокация мо-
жет пересекаться с другими: AD, CD, BD, лежащими в
других плоскостях. Как было отмечено выше, направле-
ние ступеньки на дислокации совпадает с направлением
вектора Бюргерса пересекающей дислокации. Следова-
тельно, на расщепленной дислокации АС могут образо-
ваться нерасщепленные ступеньки, линии которых рас-'
полагаются вдоль AD, CD или- BD. При этом ступенька
с направлением BD (см. рис. 46, в) является частью дис-
локации АС и имеет вектор Бюргерса АС (см. рис. 38, б).
Ступенька может понижать свободную энергию, диссо-
циируя по реакции АС=Ау+уа+аС. Дальнейшее
скольжение такой ступеньки возможно только в том слу-
чае, если под действием приложенных напряжений она
стянется в отрезок единичной дислокации. Чем больше
снижается энергия при диссоциации ступеньки, тем
больше приходится затратить энергии на ее стягивание
для дальнейшего движения. Если приложенные напря-
жения недостаточно велики, то ступенька остается рас-
щепленной. Такая ступенька не может скользить и силь-
но тормозит движение дислокаций.
Повышенные напряжения для движения дислокаций
необходимы также в том случае, если металл обладает
низкой энергией дефекта упаковки, т. е. большой шири-
ной растянутых дислокации.
ВЗАИМОДЕЙСТВИЕ ДИСЛОКАЦИЙ С ТОЧЕЧ-
НЫМИ ДЕФЕКТАМИ. Упругие поля напряжений во-
круг дислокации и точечного дефекта взаимодействуют.
Энергия взаимодействия краевой дислокации с примес-
ным атомом [см. формулы (48)] тем больше, чем боль-
ше фактор размерного несоответствия е.
Поскольку со стороны экстраплоскости краевой дис-
локации имеется зона гидростатического сжатия, а по
другую сторону ее зона гидростатического растяжения,
атомы внедрения и атомы замещения с диаметром, боль-
шим, чем диаметр атома основного элемента, притяги-
ваются в зону растяжения. Эти атомы размещаются под
90
экстраплоскостью. Атомы элемента, растворенного по
способу замещения и имеющие меньший размер, чем у
атомов основного металла, притягиваются в область сжа-
тия и размещаются над краем экстраплоскости. Такое
размещение примесных атомов «примесные атмосферы»
или «облака» приводит к снижению уровня напряжений
и уменьшению энергии системы, состоящей из дислока-
ций и примесных атомов. Атомы внедрения, размещен-
ные в междоузлиях, в большей степени искажают крис-
таллическую решетку, чем атомы замещения, располо-
Рис. 47. Зуб текучести (Д) и площадка
текучести (ВС) на диаграмме растяжения
а—8 поликристаллической мягкой стали:
1 — непосредственное повторное нагруже-
ние; 2 — повторное нагружение после ста-
рения, вызывающего осаждение атмосфер
Коттрелла вокруг дислокаций
женные в узлах кристаллической решетки, поэтому они
создают более сильные поля напряжений й значительно
сильнее притягиваются к дислокациям, чем атомы заме-
щения. Такое притяжение атомов примесей приводит к
их «осаждению» вокруг дислокационной линии (так на-
зываемые атмосферы Коттрелла). Кроме этого, образо-
ванию атмосфер Коттрелла способствует более высокая
диффузионная подвижность примесей внедрения, чем
примесей замещения.
Чем больше снижается энергия системы при образо-
вании атмосферы Коттрелла, тем большую внешнюю на-
грузку необходимо приложить, чтобы «вырвать» дисло-
кацию из атмосферы, обеспечив тем самым ее движение,
т. е. пластическую деформацию. После того как дисло-
кация вырвана из атмосферы Коттрелла, для дальней-
шего движения дислокации уже не требуются столь зна-
чительные напряжения, поэтому внешнее напряжение
может быть снижено. Так, в частности, можно объяснить
одну из причин появления зуба текучести на диаграмме
напряжение — деформация при растяжении низкоугле-
родистой стали (рис. 47).
С повышением температуры атмосферы Коттрелла
рассасываются. При понижении температуры концен-
91
трация примеси около дислокации возрастает и по до-
стижении предела растворимости вблизи ядра дислока-
ции могут даже образоваться дисперсные выделения вто-
рой фазы. В этом случае продвижение дислокаций и
пластическая деформация затруднены.
Винтовая дислокация в отличие от краевой не созда-
ет зон гидростатического растяжения и сжатия, а поэто-
му не способна притягивать точечные дефекты. Однако
если внедренный атом искажает кристаллическую ре-
шетку неодинаково в различных направлениях, то иска-
жения и упругое поле напряжений кристаллической ре-
шетки не будут обладать чисто сферической симметрией.
Такое поле напряжений точечного дефекта уже может
взаимодействовать с касательными напряжениями поля
напряжений вокруг винтовой дислокации. Например,
атомы углерода в a-железе находятся в октаэдрических
пустотах, занимая положение посередине ребер или в
центре граней. Атом внедрения в центре грани (110) на-
ходится на расстоянии 0,5а от двух соседей в направ-
лении [010] и на расстоянии a/Y2 от четырех соседей
в других направлениях. Внедренные в центре грани (010)
атомы углерода удлиняют элементарную ячейку в на-
правлении [010]. Когда внедренный атом, размещаясь
в октаэдрической пустоте о. ц. к. решетки, находится в
центре грани {100} или посередине ребра <100>, он
тетрагонально искажает элементарную ячейку, удлиняя
ее в направлении <100>. Такое тетрагональное иска-
жение обусловливает взаимодействие примеси внедрё- ।
ния в о. ц. к. решетке с полем касательных напряжений
винтовой дислокации. Результат взаимодействия —
уменьшение касательных напряжений и притяжение ато-
мов внедрения к винтовой"дислокации.
Атомы внедрения (углерод, азот в а-железе), притя-
гиваясь к дислокации, заполняют октаэдрические пус-
тоты в середине ребер элементарной ячейки с одинако-
вой вероятностью. Приложенное внешнее напряжение
увеличивает расстояние между двумя атомами вдоль од-
ного из направлений. В этом случае атомы внедрения
упорядочивают свое размещение преимущественно вдоль,
растянутых ребер элементарной ячейки. Такой эффект
упорядочения в расположении атомов внедрения с по-
вышенной концентрацией их вокруг краевой и винтовой
дислокации называют атмосферой Сноска. Образование
этих атмосфер идет с большими скоростями, чем обра-
92
зование атмосфер Коттрелла, и приводит к уменьшению
свободной энергии кристалла.
Для расщепленной, допустим в г. ц. к. кристалле,,
дислокации дефект упаковки — это прослойка г. п. у. ре-
шетки, для которой растворимость примесных атомов
будет отличаться от растворимости в г. ц. к. решетке.
При высокой температуре диффузионное перераспреде-
ление атомов происходит аналогично перераспределению-
элементов между двумя фазами. Такое перераспре-
деление было названо химическим взаимодействием рас-
тянутой дислокации с растворенными атомами. Измене-
ние концентрации вызывает уменьшение энергии дефек-
та упаковки и увеличение его ширины. Изменение кон-
центрации примесных атомов или атомов легирующих
элементов в дефекте упаковки расщепленной дислокации
называют атмосферой Сузуки. Энергия дефекта упаков-
ки Дд.у больше энергии дефекта упаковки £д.у.с при на-
личии атмосфер Сузуки, т. е. £д.у>£д.у.с. Подставив
равновесную ширину дефекта упаковки (55) в (54), по-
лучим выражение энергии расщепленной дислокации без
Др.д и с атмосферой Сузуки Др.д.с
£р.д » D62 [5 + In REK.y/(Db^] и £р.д.о
^D62[5 + ln/?£K,y,0/(W.
т. е. энергия дислокации уменьшается на
^Ес Db2 In ЕЯ у/Ед у-а.
Атмосферы Сузуки, снижая энергию системы, закреп-
ляют дислокацию, делают ее менее подвижной. Поэто-
му, как и в случае атмосфер Коттрелла, для перемеще-
ния дислокации из состояния с большим расщеплением
(£д.у.с) в меньшее (£д.у) требуется затратить дополни-
тельную энергию. Для начала движения дислокаций не-
обходимо увеличить внешнее напряжение.
5. МЕТОДЫ ВЫЯВЛЕНИЯ
И ИССЛЕДОВАНИЯ ДИСЛОКАЦИЙ
В настоящее время существует несколько методов, с помощью
которых можно экспериментальным путем провести оценку вида,
количества и распределения дефектов- кристаллической структуры
материалов в деформированном и недеформированном состоянии.
Начиная с 1953 г. такие исследования стали систематическими и в
настоящее время накоплен большой фактический 'материал, под-
тверждающий теорию дефектного строения металлов, которая воз-
93
никла и получила развитие задолго до появления прямых доказа-
тельств справедливости этой теории. Теперь не может быть больше
сомнений в отношении существования дислокаций, а также их
скольжения и переползания. Экспериментально были обнаружены
краевые, винтовые, смешанные, расщепленные, призматические, кри-
волинейные и вершинные дислокации в полном соответствии с пред-
сказаниями теории. Наблюдают согласованные с теорией субструк-
туру границ, действия поперечного скольжения и источников Фран-
ка — Рида, дислокационные реакции и плоские скопления
дислокаций.
Наибольший интерес представляют прямые методы наблюдения
и исследования дислокаций, их скоплений и точечных дефектов.
К ним относятся исследования с помощью ионного проектора, рентге-
новской топографии и прямые световые и электрономикроскопичес-
кие исследования. Прямые методы дают наиболее ценную информа-
цию о дефектах в кристаллах, однако неприменимы для количест-
венных оценок при изучении металлов, подвергнутых значительной
пластической деформации, или технических сплавов сложного со-
става. В этом случае приходится применять косвенные методы ис- а
следования: рентгеноструктурный анализ с оценкой формы и интен-
сивности интерференционных максимумов; механические испытания; ]
измерение внутреннего трения, электрических и магнитных характе-
ристик.
ИОННАЯ МИКРОСКОПИЯ. Для прямого анализа располо-
жения атомов вокруг линии дислокации необходимо очень высокое
разрешение. В настоящее время такое разрешение дает только ион-
ный микроскоп (ионный проектор), принцип действия которого со-
стоит в следующем. С поверхности образца, представляющего со- I
бой иглу с очень малым радиусом закругления острия (менее I
10“5 см), находящуюся под действием поля высокого напряжения, !
срываются электроны. За счет эффекта поляризации на игле осаж- 1
даются молекулы нейтрального газа. После соприкосновения с по- I
верхностью металла молекулы газа диффундируют к острию иглы. 1
Когда такая молекула попадает в область местного усиления поля I
высокого напряжения, происходит ее ионизация и ион летит под дей- |
ствием ускоряющего высокого напряжения к флуоресцирующему
экрану прибора. Этот метод, имеющий наибольшее разрешение из .1
всех известных в настоящее время прямых методов исследования
структуры материалов, позволяет различать отдельные атомы в
кристаллах. Увеличение прибора определяется соотношением между
радиусом кривизны острия и расстоянием от объекта до экрана и
может достигать нескольких миллионов.
Этим методом были получены, например, фотографии почти со- j
вершенного кристалла платины, ориентированного в направлении
[001]. Каждая точка на фотографии (рис. 48) соответствует одному
атому. Вакансия соответствует недостающему пятну в симметрич-
ных сериях пятен, внедренный атом соответствует лишнему пятну
или пятну большого диаметра. С помощью последовательного
испарения атомных слоев можно получить данные о концентрации
и распределении дефектов. Так, в экспериментах по исследованию
платины, закаленной при 1800 К, при изучении 71 последовательного
слоя атома в плоскости (102) было найдено, что на 8500 просчи-
танных атомов приходятся пять вакансий. Таким образом, кон-
центрация вакансий, полученная прямым счетом, составляла nlN=
= 5,9-10"4.
94
Аналогичным методом удается посчитать внедренные атомы и-
дислокации. Ограничениями метода являются трудности получения
закруглений очень малого радиуса кривизны и ряд других особенно-
стей, сводящих область применения метода почти исключительно к
исследованию тугоплавких металлов (молибдена, вольфрама, пла-
тины, иридия и т. д.).
С помощью метода ионной микроскопии были получены фото-
1 рафии расположения атомов вокруг краевых дислокаций. В каче-
стве примера можно привести результаты исследования атомной
структуры ядра дислокации с вектором Бюргерса 6 = 0,5 а [100]
Рис. 48. Фотография кристалла платины в ионном проекторе, ХЮ ООО 000
в молибдене. Анализ микрофотографий показал наличие лишней по-
луплоскости, т. е. справедливость изображенной выше модели рас-
положения атомов в районе краевой дислокации.
ПРОСВЕЧИВАЮЩАЯ ЭЛЕКТРОННАЯ МИКРОСКОПИЯ.
Электронные лучи, проходя через тонкую металлическую фольгу,
частично дифрагируют на кристаллической решетке, отражаясь от ее
атомных плоскостей по закону Вульфа — Брэгга и отклоняясь при-
этом от направления первичного пучка. Интенсивность пучка лучей,
прошедших через фольгу и узкую диафрагму, отсекающую откло-
ненные лучи, равна разности интенсивностей падающего на фольгу
первичного пучка и дифрагированных лучей. Из-за Дифракционного
контраста возникает изображение искаженного участка решетки, в
результате на экране получится темное изображение этого участка
в виде линий шириной порядка 5—20 нм.
95
Рис. 49. Линии дислокации:
-а — скопление дислокаций в слабодеформированной аустенитной нержавеющей
стали, выявленных при просвечивании тонкой фольги в электронном микрос-
копе. X22 000; б — дислокации и линии скольжения в нержавеющей стали
после растяжения на 10%. Х40 ООО
В зависимости от условий дифракции дислокация может изо-
бражаться сплошными, штриховыми и волнистыми линиями. Пунк-
тирность и волнистость изображений можно устранить небольшим
наклоном фольги.
Изображение краевой дислокации обычно шире, чем винтовой.
Ширина изображения дислокации уменьшается с увеличением на-
клона ее линии к плоскости фольги.
Изображение дислокации совсем исчезает, если фольга .ориен-
тирована по отношению к первичному электронному пучку так, что
вектор Бюргерса дислокаций лежит в отражающей плоскости. Этим
пользуются для определения вектора Бюргерса. Изменяя наклон
фольги, добиваются исчезновения изображения дислокации. Затем,
96
переключив микроскоп на режим работы электронографа, получают
олектронограмму и определяют индексы отражающей плоскости, в
которой лежит вектор Бюргерса.
Картина с изображением линий дислокаций (рис. 49) представ-
ляет собой проекцию пространственного расположения дислокаций
в фольге на плоскость экрана. Концевые точки линий, изображаю-
щих дислокации, не являются местами обрыва дислокаций „внутри
фольги (чего вообще быть не может), а представляют собой точки
Рис. 50. Дефекты упаковки в нержавеющей стали. Параллельные линии —
пересечение плоскости дефекта с поверхностью фольги. Х50 ООО
n hi хода дислокаций на верхнюю и нижнюю поверхность фольги или
и.। одну и ту же поверхность.
Дефект упаковки при просвечивании фольги электронным пуч-
। ом дает характерную систему светлых и темных полос (рис. 50).
Расстояние между полосами и их число зависят от толщины фольги,
i г* ориентировки и наклона плоскости дефекта упаковки. Изображе-
ние полосы дефекта упаковки ограничено с двух сторон темными
и in светлыми линиями частичных дислокаций и еще с двух сторон
ншиями пересечения плоскости дефекта с поверхностями фольги.
Благодаря сравнительной малой ширине изображения нерас-
|щ пленных дислокаций просвечивающая электронная микроскопия
/90
97
позволяет изучить металлы и сплавы с локальной плотностью ди-
слокаций до 1012 см~2 и средней плотностью до 1011 см“2. Это един-
ственный метод, который дает возможность наблюдать отдельные
дислокации и их распределение в сильнонаклепанном металле
(рис. 51).
Фольга для, исследования дислокационной структуры должна
быть прозрачной для электронов: чем меньше атомный номер эле-
мента и больше напряжение, ускоряющее электроны, тем больше
Рис. 51. Сетка дислокаций в нержавеющей стали, деформированной
растяжением. ХЗО ООО
допустимая толщина фольги. Обычная ее толщина 0,1—10 мкм. Та-
кую фольгу получают электролитической или химической полиров-
кой катаной фольги или тонкой пластинки, вырезанной из исследуе-
мого массивного материала.
Большие возможности открываются при использовании высоко-
вольтных микроскопов с ускоряющим напряжением 1000 кВ, что
позволяет просвечивать фольги толщиной в несколько микрометров
(например, для алюминия 10 мкм).
Методом просвечивания металлических фольг изучают форму
линий дислокаций, образование порогов, диполей, геликои-
дов, петель и т. д. Он позволяет получить сведения о распределении
дислокаций в объеме фольги, выявить дислокационную сетку и
форму ее узлов, сплетения и нагромождения дислокаций, наклон-
ные границы субзерен и границы кручения, парные дислокации в
сверхструктуре и т. д. На рис. 49—51 приведены некоторые типич-
ные примеры дислокационной структуры.
Просвечивание фольг позволяет изучать взаимодействие дисло-
каций между собой и с дисперсными включениями, поведение ди-
слокаций в поле приложенных к фольге напряжений и при последе-
формационном нагреве — при полигонизации и рекристаллизации.
98
Полезную информацию дает изучение особенностей ячеистой ди-
слокационной структуры деформированных металлов и сплавов и
субзеренной структуры, полигонизованных и рекристаллизованных
металлов, в том числе для разных текстурных компонент. Можно
наблюдать и фиксировать на кинопленку перераспределение дисло-
каций при нагревании и деформировании фольги непосредственно
в электронном микроскопе.
Просвечивающая электронная микроскопия позволяет опреде-
лять основные количественные характеристики дислокационной
структуры: вектор Бюргерса отдельных дислокаций, плотность ди-
слокаций (по числу точек выхода дислокаций на 1 см2 поверхности
фольги или по суммарной длине линий дислокаций в единице объ-
ема фольги), ширину растянутых дислокаций, размеры субзерен,
энергию дефектов упаковки и др.
Необходимо вместе с тем учитывать, что в связи с высокой
разрешающей способностью просвечивающей электронной микро-
скопии метод очень локален. Один снимок дает информацию
о структуре на площади в несколько микрон. Поэтому, чтобы по-
лучить достаточно достоверную информацию о структуре, необхо-
димо анализировать большое число снимков и применять статисти-
ческие методы анализа.
РЕНТГЕНОВСКАЯ ТОПОГРАФИЯ, использующая тот же эф-
фект дифракционного контраста, что и просвечивающая электрон-
ная микроскопия, также позволяет наблюдать отдельные дислока-
ции. Но из-за малой разрешающей способности она применима
лишь к монокристаллам с плотностью дислокаций не выше 105—
104 см-2. Поэтому этот метод не может сколько-нибудь широко ис-
пользоваться для изучения дислокационной структуры металлов и
сплавов. Основная область применения метода — анализ дислока-
ционной структуры совершенных монокристаллов полупроводников
(кремний, германий и др.).
ЭЛЕКТРОННАЯ МИКРОСКОПИЯ С РАЗРЕШЕНИЕМ КРИ-
СТАЛЛИЧЕСКОЙ РЕШЕТКИ. Прямое доказательство существо-
вания дислокаций в кристаллах было получено Ментером в 1956 г.
при исследовании в просвечивающем электронном микроскопе кри-
сталла с большим межплоскостным расстоянием (около 1,2 н. м.).
Удалось непосредственно получить изображение отдельных атом-
ных плоскостей, причем были обнаружены участки с неполными
атомными плоскостями. Разрешающая способность электронного
микроскопа не позволила прямо наблюдать атомные плоскости в
металлах, так как межплоскостные расстояния в них измеряются
всего лишь несколькими ангстремами (сравнительно недавно было
получено разрешение 0,05 нм). Поэтому для доказательства суще-
ствования неполных атомных плоскостей в металлах был использо-
ван эффект муара. Если один тонкий слой. кристалла наложен на
другой и решетки их ориентированы параллельно, но имеют слегка
разные межплоскостные расстояния и 02=^1+Аа, то при рас-
смотрении на просвет из-за интерференции получается характерный
муаровый узор, дающий увеличенное в axazl^a раз изображение
межплоскостных расстояний. Эффект муара получается также при
наложении совершенно одинаковых, но слегка разориентированных
решеток. Если в одном из слоев кристалла имеется неполная атом-
ная плоскость, то это находит свое отображение в картине муара.
На рис. 52 показана картина муара, полученная при изучении на
просвет в электронном микроскопе.
7*
99
НАБЛЮДЕНИЕ ЛИНИЙ ДЕКОРИРОВАННЫХ ДИСЛОКА-
ЦИЙ В СВЕТОВОМ ^МИКРОСКОПЕ. Метод декорирования ди-
слокаций в прозрачных кристаллах заключается в том, что в кри-
сталл при его выращивании или диффузионным путем вводят при-
месь, атомы которой притягиваются к дислокациям. При соответст-
вующей термической обработке область вокруг линии дислокации
оказывается пересыщенной примесью, которая выделяется в виде
мельчайших частиц вдоль линии дислокации. Эти непрозрачные ча-
стицы, рассеивающие свет, делают видимой линию дислокации, хо-
тя диаметр ее ядра находится за пределами разрешающей способ-
ности обычного микроскопа. Таким способом наблюдали дислока-
ции в хлористом натрии, хлористом калии, галоидных соедине-
Рис. 52. Картина муара, полученная при электронномикроскопическом
просвечивании перекрывающихся слоев (111) палладия и золота и де-
монстрирующая наличие дислокаций в одном из слоев. XI 800 000
ниях серебра и других кристаллах, прозрачных в видимой части
спектра. В кремнии, прозрачном в инфракрасной области спектра,
декорированные дислокации наблюдаются в инфракрасном микро-
скопе. На рис. 53 видны дислокационные петли, генерируемые ис-
точником Франка — Рида в кристалле кремния с примесью меди;
стартовое положение дислокации здесь не видно, так как оно не
попало в фокус при фотографировании. Четко выявляется гексаго-
нальная сетка дислокаций в кристалле хлористого калия, в кото-
ром декорирующей примесью было серебро.
Метод декорирования дислокаций позволил довольно подроб-
но изучить геометрию дислокационных сеток, форму линий дисло-
каций (геликоиды, кольца и т. д.) и другие особенности дислока-
ционной структуры в объеме прозрачных кристаллов. В стареющих
сплавах в световом и электронном микроскопах (на репликах)
иногда удается наблюдать линии дислокаций в металлах, которые
располагались непосредственно под поверхностью шлифа и были
декорированы дисперсными частицами, выделившимися из пересы-
щенного твердого раствора.
100
МЕТОД ЯМОК ТРАВЛЕНИЯ. Этот метод основан на том, что
при воздействии специально подобранного травителя на^ полиро-
ванную поверхность шлифа в местах выхода дислокаций на эту
поверхность появляются ямки травления. Их появление в местах
выхода дислокаций обусловлено тем, что в ядре дислокации сво-
бодная энергия повышена и растворение идет быстрее, чем вдали
от дислокации. Ядро дислокации действует как центр растворения.
Под микроскопом ямка травления становится видна тогда, когда
Рис. 53. Источник Франка—Рида в кристалле кремния. Для декориро-
вания дислокаций выделениями меди кристалл кремния был нагрет в
контакте с медью до 900° С и затем охлажден. Снимок сделан в ин-
фракрасном свете
она достигает размеров, на мною порядков больше, чем ширина
ядра дислокации. Так как в кристалле скорость растворения зави-
сит от направления, то часто, но не всегда, ямки травления имеют
четко различимую кристаллографическую огранку. Например, в
кристаллах с кубической решеткой в плоскости {111} ямки травле-
ния имеют треугольную форму, а в плоскости {100} квадратную
(рис. 54). При отклонении плоскости шлифа,от этих кристаллогра-
фических плоскостей треугольники и квадраты искажаются. Дока-
зательством дислокационного происхождения ямок травления по-
служило сопоставление измеренного на шлифе германия расстояния
между ямками травления на малоугловой границе и расстояния
между дислокациями в стенке h, вычисленное по результатам рент-
генографического измерения угла разориентировки 0. Результаты
вычислений хорошо совпали. Это указывает на правильность дисло-
кационной модели строения малоугловой границы, а также на дисло-
кационное происхождение ямок травления на ней.
Метод ямок травления используют для оценки плотности ди-
слокаций (по числу ямок травления, приходящихся на единицу пло-
щади шлифа) и особенностей распределения дислокаций. Дефекты
педислокационного происхождения могут дать свои ямки травле-
ния и исказить представление об истинной дислокационной струк-
101
Рис. 54. Движение дислокации, выявленное методом ямок травления
на поверхности {100} фтористого лития. Х4000
Рис. 55. Электронномикроскопическая фотография линий скольжения
в деформированной а-латуни. ХЮ ООО
туре. Поэтому необходимо применять многократное полирование и
повторное травление, чтобы убедиться в повторяемости картины
расположения ямок травления. Так как линии дислокаций идут от
поверхности шлифа в глубь металла, то при переполировке и по-
вторном травлении расположение ямок травления почти в точности
должно воспроизводиться.
Дислокации могут быть выявлены косвенными методами, изу-
чая линии скольжения. В местах выхода движущихся дислокаций
на свободной поверхности кристалла остается поверхностная сту-
пенька, по которой происходит перемещение дислокаций, шириной в
102
один вектор Бюргерса на каждую дислокацию (рис. 55). Поверх-
ностная ступенька, образованная единичной дислокацией, неразли-
чима. Результат пересечения целой группы дислокаций (лавины ди-
слокаций) может быть видимым невооруженным глазом или с по-
мощью светового или электронного микроскопа. Такие ступеньки
называют линиями скольжения или полосами скольжения. Их изу-
чение позволяет ответить на такие важные вопросы: какое количе-
ство дислокаций движется в лавине дислокаций, являются ли ис-
точники дислокаций плоскими или пространственными; какая плос-
кость скольжения является предпочтительной и т. д.
6. ОБРАЗОВАНИЕ ДИСЛОКАЦИЙ
Энергия дислокаций составляет несколько электрон-вольт на атом,
поэтому в противоположность образованию точечных дефектов ^тер-
мическая активация не может помочь образованию дислокаций.
Как правило, после кристаллизации металлические моно- и по-
ликристаллы содержат очень большое число дислокаций. Следова-
тельно, дислокации могут возникать непосредственно у фронта кри-
сталлизации или же при охлаждении кристаллов после исчезновения
жидкой фазы. Ниже кратко рассмотрены возможные механизмы
образования дислокаций.
1. Кристалл, не содержащий дислокаций, растет путем присо-
единения зародыша к ступеньке, так как чем больше соседних ато-
мов, тем лучше зародыш присоединяется к кристаллу. Наконец,
слой полностью достраивается. Для образования на гладкой по-
верхности кристалла нового атомного слоя требуется возникнове-
ние «двумерного» зародыша, что является самым узким звеном ро-
ста совершенного кристалла и требует больших пересыщений (пере-
охлаждений). Это звено отсутствует, если растет кристалл,
содержащий винтовую дислокацию. Присоединение атомов к сту-
пеньке на его поверхности приводит к вращению ступеньки. По-
скольку атомы откладываются на винтовую поверхность, то сту-
пенька все время продолжает существовать, облегчая тем самым
присоединение атомов к кристаллу, т. е. облегчая рост кристалла.
Кристалл, содержащий винтовую дислокацию, представляет
собой атомную плоскость, закрученную по спирали. Возникает во-
прос: какие причины вызывают закручивание в первый момент
роста, при образовании зародыша? Известно, что кристаллы за-
рождаются на готовой подложке, которой служат стенки изложни-
цы и мельчайшие твердые частицы, взвешенные в расплаве. На по-
верхности таких подложек имеются готовые ступеньки, к которым
присоединяются атомы из кристаллизующегося расплава. Таким
образом, винтовая дислокация из подложки как бы «прорастает» в
образующийся кристалл.
2. Другая причина зарождения дислокаций в период кристал-
лизации — возникновение напряжений. Когда происходит ориенти-
рованное нарастание (эпитаксия) кристалла на подложку, то со-
пряжение двух решеток из-за имеющегося всегда небольшого их
несоответствия вызывает упругие напряжения в подложке и эпи-
таксиальном слое. Когда толщина эпитаксиального слоя достигает
некоторой критической величины, то энергетически выгодным ста-
новится снятие этих упругих напряжений при возникновении дисло-
каций на границе подложка — растущий кристалл,' Повышение
103
энерпги из-за образования дислокаций компенсируется снижением
энергии упругой деформации сопряженных решеток.
3. Сегрегация примесей при кристаллизации может быть при-
чиной образования смежных слоев состава с несколько различаю-
щимися межатомными расстояниями. Это различие вызывает появ-
ление упругих напряжений. При определенной разнице в межатом-
ных расстояниях соседних слоев энергетически выгодным может
стать их сопряжение путем возникновения дислокаций на границе
между соседними слоями.
4. Дислокации могут возникать во время кристаллизации из-за
разных случайностей роста кристаллов. Эти случайности приводят
к образованию мозаичной структуры — кристалл состоит из вза-
имно разориентированных субзерен (блоков). Одна из возможных
причин образования субзерен — изгиб очень «нежных» ветвей денд-
ритов из-за конвекционных токов, градиента температур и действия
других факторов. Когда слегка разориентированные ветви дендри-
тов срастаются, на границе между ними возникают дислокации.
Поверхность срастания представляет собой стенку из краевых ди-
слокаций.
5. Дислокации могут возникать в полностью затвердевшем ме-
талле в непосредственной близости от фронта кристаллизации и
вдали от него. Считается, что основным здесь является вакансион-
ный механизм образования дислокаций. Равновесная концентрация
вакансий с понижением температуры от точки кристаллизации рез-
ко уменьшается. При ускоренном охлаждении создается сильное
пересыщение кристалла вакансиями. Избыточные вакансии конден-
сируются в диски, параллельные плоскости плотнейшей упаковки.
Толщина диска может быть в один, два или три слоя вакансий.
Когда диаметр вакансионного диска превышает некоторую крити-
ческую величину, то под действием сил межатомного притяжения
его стороны сближаются и диск сплющивается. Это явление назы-
вается захлопыванием диска вакансий.
Если в г. ц. к. решетке вакансионный диск, лежащий в плоскости
{111}, захлопывается при сближении по нормали двух соседних
слоев, разделенных слоем вакансий, то возникает дефект упаковки.
На рис. 37, ^'показано чередование плотноупакованных слоев {111}
после захлопывания диска вакансий. До захлопывания вакансион-
ный диск находился в слое атомов В (середина этого слоя отсут-
ствовала). При захлопывании диска сближение соседних слоев А
и С по нормали одного к другому привело к образованию дефекта
упаковки САСА в г. ц. к. решетке АВСАВС..., который чаще имеет
не круглую или овальную форму, а ограничен плотноупакованными
рядами атомов. Соответственно линия образующейся дислокации
Франка имеет форму шестиугольника. Такие шестиугольники на-
блюдались в фольгах закаленного алюминия.
Дислокация Франка сама скользить не может. Но если в плос-
кости ее дефекта упаковки имеется частичная дислокация Шокли,
то возможно объединение дислокаций Франка и Шокли в одну
единичную дислокацию, которая может скользить [см. дислокаци-
онную реакцию (57)]. Эта реакция энергетически выгодна, так как
устраняет дефект упаковки, связанный с дислокацией Франка.
Дислокации при захлопывании диска вакансий образуются не
только при охлаждении закристаллизовавшегося металла, но и при"
закалке его с высоких температур, обеспечивающей сильное пере-
сыщение решетки вакансиями и конденсацию вакансий в диски.
104
6. Причиной возникновения дислокаций могут быть термичес-
кие напряжения, пластическая деформация, наличие фаз и др.
РЕКОМЕНДАТЕЛЬНЫЙ БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК
Амелинкс С. Методы прямого наблюдения дислокаций. М.,
«Мир», 1968. 440 с. с ил.
Горелик С. С. Рекристаллизация металлов и сплавов. М., «Ме-
таллургия», 1978. 568 с. с ил.
Коттрелл А. X. Дислокация и пластическое течение в кристаллах.
М., «Металлургия», 1978. 267 с. с ил.
Миркин Л. И. Физические основы прочности и пластичности. М.,
Изд-во МГУ, 1968. 538 с. с ил.
Новиков И. И. Дефекты кристаллической решетки металлов. М.,
«Металлургия», 1968. 188 с. с ил.
Рид В. Т. Дислокации в кристаллах. М., Металлургиздат, 1957.
280 с. с ил.
Теория ползучести и длительной прочности металлов. М., Метал-
лургиздат, 1959. 448 с. с ил. Авт.: Н. А. Одинг, В. С. Иванова,
В. В. Бурдукский, В. Н. Геминов.
Фридель Ж. Дислокации. М., «Мир», 1967. 626 с. с ил.
Хирт Дж., Лоте И. Теория дислокаций. М., Атомиздат, 1972.
599 с. с ил.
ГЛАВА III
МЕХАНИЗМЫ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ
Основным механизмом пластической деформации метал-
лов и сплавов является внутризеренное сдвиговое пере-
мещение одних частей кристалла (кристаллита) относи-
тельно других, осуществляемое с помощью многочислен-
ных видов движения дислокаций. В этом случае говорят
о внутризеренной пластической деформации. Сдвиговые
механизмы пластической деформации разнообразны.
Основными из них являются скольжение, двойникование,
сбросообразование.
При температурах Т^0,5Тпл до 20% от общей плас-
тической деформации может быть связано с проскаль-
зыванием по границам зерен. Немаловажную роль здесь
играют диффузионные процессы, существенно облегчаю-
щие как внутризеренную, так и межзеренную пластиче-
скую деформацию. Становится возможным диффузион-
ное перемещение (проскальзывание) отдельных кристал-
литов, облегчаемое вакансиями, концентрация и
подвижность которых при таких температурах сущест-
венно возрастают.
105
Часто в процессах пластического деформирования
металлов и сплавов одновременно реализуется несколь-
ко механизмов. Конкретный вклад того или иного меха-
низма определяется многими факторами, в том числе
типом кристаллической решетки, химическим и фазовым
составом, структурой металла (сплава), степенью, ско-
ростью, температурой деформации и др.
1. ДЕФОРМАЦИЯ СКОЛЬЖЕНИЕМ
Теория дислокаций предсказывает (гл. II), что наимень-
шему вектору Бюргерса (см. энергетический критерий
Франка) и наиболее плотноупакованным плоскостям
соответствует минимальное напряжение Пайерлса. По-
этому монокристаллы и кристаллиты поликристаллов де-
формируются скольжением по плотноупакованным плос-
костям в направлении плотнейшей упаковки. Плоскость
скольжения и направление скольжения, лежащее в этой
плоскости, образуют систему скольжения.
СИСТЕМЫ СКОЛЬЖЕНИЯ. Металлы с г. ц. к. ре-
шеткой деформируются по плотноупакованным октаэд-
рическим плоскостям {111} в плотноупакованных на-
правлениях < 110>. Для каждой из четырех различно
ориентированных плоскостей {111} (см. стандартный
тетраэдр Томпсона, рис. 38, б) имеется три направления
<110> с вектором Бюргерса полной дислокации 0,5 а
[НО]. Общее число возможных систем скольжения, ко-
торое может принимать участие в скольжении, равно
4 «3=12. Случаи, когда плоскостью скольжения являет-
ся плоскость, отличная от октаэдрической, редки и бо-
лее вероятны при повышенных температурах. Так,
в алюминии скольжение наблюдается по трем плоскос-
тям {100}, в каждой из которых два направления
< 110> являются направлениями скольжения, т. е.
прибавляется еще 3-2=6 систем скольжения. При по-
вышенных температурах этой системе скольжения в
алюминии принадлежит около 40% линий скольжения.
В металлах с о. ц. к. решеткой скольжение почти
всегда идет вдоль направления < 111 >, которое соот-
ветствует наименьшему для полной дислокации вектору
Бюргерса 0,5а [111]. Наиболее плотноупакованными
плоскостями здесь являются плоскости {110}, а плос-
кость {112} является главной плоскостью дефекта упа-
ковки. В зависимости от энергии образования дефекта
упаковки могут проявляться те или иные системы сколь-
106
Таблица 5
Системы скольжения для некоторых металлов и сплавов
Металл или Преобладающие системы скольжения* (плоскость и направление) при 1Па, шатной 1туре а, %, реде- Откр
сплав комнатной высокой температуре, < о л ' * в о § о у оч § 5 ч к F < Ч
температуре а также другие системы PhS § кс. 5 н с н
Си Аи Ag Ni Al Гран сцентрированная к\ {111}<110> {111}<110> {111}<110> {111}<ио> {111}<110> И {100}<110> убическая (г. ц. к. {100}<110> {100}<1 ю> {100}<110> {100}<110> {1С0}<110> 0,35 0,50 0,40— 0,70 3,30— 7,50 0,55— 1,00 99,999 99,999 99,999 99,98 99,994
Об ъел мяо центрированная {110}<111>** {112}<111> {123}<111> {НО <111> {112}<111> кубическая (о. ц. {123}и{йй/}<111> О 15,00 99,96
1 с Fe+3%Si {123}и{Ай/}<111> — —
Nb V; Mo; Mo—Re W Cr {1Ю}<111> {110}<111>И {112}<111> 1 Ю}<111>и 112}<111> (123}<111> {Н2}<111> 34,0 Зонно- очи- щен- ный
Гексагональная плот но у пакованная (г. п. у.)
Cd <1120> {0001} и < 1120> {1010} и 0,13 99,999
(с/а= 1,886) {1101}_ {0001}
Zn <1120>{0001} и < 1120>{1010} и 0,30 99,999
(с/а= 1,856) {1122} <1123>{1122} . * -
Mg <1120> {0001} <1120>{1011} и 0,50 99,99
(с/а=1,624) {1100}_ {0001}
Со <1120> {0001} 6,5 99,999
(с/а=1,621) <Н20>{0001}
Ti <1120> {1010} 14,0 99,99
(с/а—1,59) <1120>{ 1010} <1120X0001}
Zr 7,0 99,0
(с/а=1,59)
* Порядок следования систем скольжения свидетельствует о предпочти-
юльности системы.
** При температуре ниже комнатной порядок преобладающих систем
скольжения изменяется.'
107
жения (табл. 5). Кроме того, в о. ц. к. структурах встре-
чаются плоскости скольжения с индексами {123} и дру-
гие плоскости {hkl} с большими индексами, причем
скольжение в них проявляется при высоких температу-
рах или при малых скоростях деформации и любых тем-
пературах. Обычно это скольжение связывают с по-
перечным скольжением винтовых дислокаций. Как до-
казано эксперимента-ми, с повышением температуры
деформации Т1Тпл эффективность действующих систем
скольжения проявляется в следующем порядке: {ИО},
Рис. 56. Типичные системы скольжения (а—в) для о. ц. к. кубической струк-
туры
{112}, {123} и {hkl}. Не исключается возможность суще-
ствования и другого порядка: {112}, {110}, {123}. Это
объясняется тем, что энергетическое условие Пайерлса
и величина энергии дефекта упаковки не являются до-
статочными критериями для исчерпывающего пояснения
Рис. 57. Линии скольжения в плоскости
(ПО) в кристалле сплава Fe+3 % Si,
деформированного при комнатной тем-
пературе. Х100
явления скольжения. При
этом большую роль игра-
ют температурные зави-
симости напряжений Пай-
ерлса и энергии дефектов
упаковки.
Если скольжение про-
исходит в системе {112}
<1 11>, имеется четыре
направления <111>
(четыре пространствен-
ные диагонали куба),
каждое из которых явля-
ется линией пересечения
трех плоскостей {112}
(см. рис. 41), так что име-
ется 12 физически различ-
108
ных систем скольжения. Пространственные диагонали ку-
ба являются линиями пересечения трех плоскостей типа
{110} и {123} (рис. 56), а поэтому при скольжении по
плоскости {110} и {123} в направлении < 111 > также
будет по 12 физически различных систем скольжения.
Большое число возможных систем скольжения для ряда
о. ц. к. металлов (у железа, например, вокруг каждого из
четырех направлений типа < 111 > расположено по 12
плоскостей, входящих в совокупности {НО}, {112} и
{123}, образуя 48 систем скольжения) иногда приводит
к сильной волнистости наблюдаемых полос скольжения
(рис. 57). Поверхность скольжения представляет собой
поверхность призмы, каждая грань которой совпадает с
какой-либо плоскостью скольжения, а ребра — линии пе-
ресечения этих плоскостей с направлением скольжения.
Скольжение напоминает продольный сдвиг в связке ка-
рандашей, поэтому оно получило название «кара н-
дашного скольжения».
В металлах с г. п. у. решеткой наблюдается большое
многообразие систем скольжения (см. табл. 6), завися-
щее от соотношения cja. Наименьший вектор Бюргерса
а/3 <1120> лежит в базисной плотноупакованной
плоскости {0001}. В этом случае для одной плоскости и
трех направлений имеются три системы скольжения. На-
личие растянутых дислокаций в плоскости (0001), на-
блюдаемых в Со, Zn, Cd, Mg, свидетельствует о низ-
кой энергии дефекта упаковки в этой плоскости. Отно-
шение cfa = 1,633 в г. п. у. решетках соответствует иде-
альной структуре из плотноупакованных сфер. Для Cd
и Zn оно >1,633 (см. табл. 5), поэтому скольжение идет
в базисной плоскости. Несмотря на то что для Mg и Со
отношение с/а<1,633 (1,62), скольжение в плоскости
(0001) все же происходит благодаря низкой энергии де-
фекта упаковки. Для Ti и Zr с/а еще меньше: расстоя-
ние между плоскостями {1010} в них меньше, чем между
базисными. Согласно формуле Пайерлса скольжение в
этих металлах по плоскостям {1010}, которые называ-
ются призматическими, все же протекает.
Цинк и кадмий имеют относительно низкие энергии
дефекта упаковки, поэтому для (а/3) < 1120> дислока-
ций, расщепленных в базисной плоскости, поперечное
скольжение энергетически выгодно, так как расщеплен-
ные дислокации при этом должны стягиваться.
109
Кроме скольжения в базисной плоскости, в т.п.у.
кристаллах наблюдается также скольжение в плоскости
{1122} и в направлении (а/3) <1123> (рис. 58). В пи-
рамидальных плоскостях {1011} и {1122} дислокации
могут расщепляться на частичные.
ПРИВЕДЕННЫЕ КАСАТЕЛЬНЫЕ НАПРЯЖЕ-
НИЯ ПРИ СКОЛЬЖЕНИИ В МОНОКРИСТАЛЛАХ.
Если деформировать растяжением случайно ориентиро-
ванные кристаллы какого
ются существенно разные
(1122)
нибудь металла, то получа-
кривые о—е (напряжение —
Рис. 59. Система координат х^ х%, х^,
связанная с геометрией скольжения,
для монокристалла в условиях просто-
го растяжения. Здесь фо=18Ов—а0 и
cos <po=cos cto (см. рис. 61)
Рис 58. Система скольжения
<1123>, {1122J в гексаго-
нальной плотноупакованной
решетке
деформация). Это объясняется различием в ориентиров-
ке плоскостей и направлений скольжения по отношению
к внешней нагрузке. Заметная анизотропия напряжения
течения, временного сопротивления при растяжении и
максимального относительного удлинения наблюдается
даже у кубических кристаллов, для которых некоторые
физические свойства (например, электросопротивление)
изотропны. При растяжении гексагональных кристаллов
цинка напряжение течения при перемене ориентировки,
изменяется, по крайней мере, в 6 раз. Относительное
удлинение при испытании на растяжение может иметь
значения от нескольких процентов до нескольких сотен
процентов.
Это объясняется тем, что регистрация напряжений
течения представляет собой не лучший способ измере-
но
ния напряжений в процессе скольжения, осуществляемо-
го путем сдвига. То же относится и к определению удли-
нения в направлении растяжения. Принятое определе-
ние деформаций не совсем подходит для описания
деформаций, происходящих по четко выраженной систе-
ме кристаллографических плоскостей. Наиболее подхо-
дящим способом испытаний следует признать испытание
иа сдвиг, хотя практически более удобно все же испы-
тание на растяжение. Для того чтобы можно было срав-
нивать кривые напряжение — деформация (о—е) для
кристаллов различных ориентировок, принято пересчи-
тывать напряжения и деформации вдоль направления
сдвига в плоскости скольжения. Определим эти напря-
жения и деформации.
Пусть монокристалл находится в условиях простого
растяжения (рис. 59) под действием напряжений <тц в
направлении оси Xi. Компонента сгц — единственная
компонента тензора Gty в системе координат Xi, xz, хз.
Выберем новую систему координат х[, х2, х'3 так,
чтобы нормаль к плоскости скольжения S совпадала с
осью х2 Угол между осью х2 и направлением растяже-
ния Xi равен ₽о, причем cos₽o=X2'i, где Хи —направ-
ляющий косинус между осями х^ихг Направление
скольжения для новой системы координат х{, х2, х3 сов-
падает с направлением оси х[, а направляющий косинус
между осями х[ и xi Xri =cos ссо- Напряжения в данной
системе скольжения, зафиксированной координатными
осями xj, х2, х’3, могут быть получены преобразованием
тензора напряжения в старой системе координат по
формуле Oij.
Поскольку скольжение происходит под действием
касательных напряжений т, то нас интересует единствен-
ная компонента тензора напряжения : т=(Г1'2',вызы-
вающая смещение одной плоскости S относительно дру-
гой S' в направлении скольжения xji
т = (Tj ,2, = Х2, у (Зц = Xpj Х2>1 (Тц = cos а0 cos (63)
Уравнение (63) впервые было получено Шмидом, по-
этому множитель m=cos а0 cos 0о часто называют фак-
тором Шмида. Из (63) видно, что в случае, когда ось
растяжения параллельна плоскости скольжения (р0=
=90°) или ось растяжения нормальна к плоскости
111
скольжения (Ро=О и осо=90°), напряжение т равно ну-
лю. Таким образом, для указанных предельных ориен-
тировок деформация скольжением происходить не мо-
жет, так как напряжение сдвига т в направлении сколь-
жения равно нулю. Максимальное сдвиговое напряже-
ние получается тогда, когда фактор Шмида т=0,5, что
соответствует углам ао и ро, равным 45°. Отсюда следу-
ет, что Tmax=0,5crii. Если под действием напряжения
возникает пластическое течение монокристалла, то вели-
чина т достигает значения касательного напряжения тКр,
вызывающего кристаллографический сдвиг одной плоско-
сти S относительно другой S' (см. рис. 61). Величина
ткр не зависит от ориентации плоскости и направления
скольжения по отношению к приложенному напряже-
нию и, следовательно, является величиной постоянной
для данного металла и данного типа системы скольже'
ния. Приняв за предельное значение т, ткР, т. е. напря-
жение, вызывающее течение металла (в этом случае
^11=^1), имеем
ат — ткр/(cos сс0 cos Ро) = ткр//п, (64)
т. е. предел текучести монокристалла сгт определяется
его ориентацией или фактором Шмида т (рис. 60). Экс-
периментальные точки для от на рис. 60 хорошо корре-
лируют с кривой от(/и) по формуле (64), что свидетель-
ствует о точном соблюдении закона Шмида (64). Такая
корреляция экспериментально подтверждена для кад-
мия, цинка и магния, т. е. для кристаллов с г. п. у. ре-
шеткой.
Данные для металлов с г. ц. к. и о. ц. к. решеткой
являются менее убедительными, так как множествен-
ность возможных систем скольжения не позволяет про-
верить закон Шмида (64) в широкой области факто-
ра т. Несмотря на это, величина ткР является фунда-
ментальной характеристикой механических свойств
металла, поскольку она связана с основным видом плас-
тической деформации сдвига вдоль плоскостей сколь-
жения.
На величину ткр существенное влияние оказывают
степень чистоты металла,, концентрация легирующих
элементов, скорость деформации, температура и пр. Не-
которые значения ткр, определенные для металлов вы-
сокой степени чистоты, представлены в табл. 5. Величи-
на напряжений ткр существенно меньше предела текуче-
112
Рис. 60. Зависимость напряже-
ния течения от при растяжении
кристалла цинка (99,999 %) от
фактора Шмида т
Рис. 61. Схема к определению сдви-
говой деформации при скольжении
плоскости S' относительно плоско-
сти S в направлении оси по пу-
ти ВВ'
сти при испытании на сдвиг технически чистых металлов
и сплавов на их основе. Так, для железа, чистотой
99,96% Ткр=15 МПа, а для стали СтЗт=105 МПа. При-
чины такого существенного различия будут рассмотре-
ны в последующих главах.
СДВИГОВАЯ ДЕФОРМАЦИЯ ПРИ СКОЛЬЖЕ-
НИИ. КРИВЫЕ НАПРЯЖЕНИЯ — ДЕФОРМАЦИЯ.
Как и напряжение сдвига, сдвиговая деформация явля-
ется более точной мерой деформации, характеризующей
скольжение, чем относительное удлинение при растяже-
нии. Мерой сдвиговой деформации может быть величи-
на относительного смещения двух соседних плоскостей
скольжения $и$' (рис. 61). Во время скольжения гео-
метрия образца меняется: первоначально круглый в по-
перечном сечении образец становится по мере удлине-
8—790 113
ния овальным. В результате сдвига плоскости S относи
тельно S и ее перемещения скольжением в направлении
х' (вдоль ВВ') плоскость S' занимает новое положе
ние S". Угол ₽о между нормалью к S (S') и осью образ
ца в начальный момент деформации (см. рис. 61) по ме-
ре растяжения (т. е. скольжения S' в новое положение
S") увеличивается до Pi, а угол а0 между осью образца
и направлением скольжения до деформации уменьшает'
ся до ой, т. е. происходит поворот направления скольжв'
ния (ось х[ или ВВ') в сторону оси растяжения1. В про'
цессе растяжения длина образца на участке смещаю'
щихся плоскостей S и S' равна расстоянию 10 между
этими плоскостями, т. е. 10=АВ. После деформации
расстояние между двумя плоскостями S и S" равно от'
резку АВ', так как в процессе растяжения измеряется
именно это расстояние. Поэтому li=AB'.
Расстояние AN между плоскостями S и S' можно оп-
ределить, рассматривая треугольник ABN: AN=lo cos ро
Соединив точку N с точкой В', замечаем, что NB и ВВ‘
лежат в плоскости S', т. е. и NB' лежит в плоскости S',
а угол ANB' прямой. Из треугольника ANB' следует,
что AN=AB' cos (Z-NAB'). Учитывая, что ZNAB'—^>\,
из треугольников ABN и AB'N имеем
AN — l0 cos ₽0 = /х cos рх. (65'
Рассматривая треугольник ABB', находим величину
сдвига ВВ':
ВВ' = Zx cos ах —10 cos a0 (66;
и, имея в виду, что /СВДВ'=ао—си; Z_ABB'=180°—aOl
соотношения
Zx/Z0 = sin a0/sin ах или Zx/sin а0 = Z0/sin ax=BB7[sin (а0—ах)],
используя которые, получим
ВВ' = Zx [sin (a0—ax)]/sin а0 = Zo [sin (a0 — ax)]/sin ax.
Принимая за меру сдвиговой деформации величину
у, равную BB'IAN, можно записать y=l\ :Z0=[sin(ao—
—ai)]/cos posinao или, исключая из последнего уравне-
1 На рис. 61 показана эквивалентная, но обратная схема: на-
правление скольжения (ось х1 или направление ВВ) зафиксиро-
вано неизменным, а ось образца АВ' поворачивается к оси сколь-
жения Xj.
114
ния ой, получим выражение для сдвиговой деформаций,
в правую часть которого входят величины, определенные
жспериментально: длина образца до и после деформа-
ции и углы схо и Ро первоначальной ориентации крис-
талла:
____1
cos р0
(67)
Рис. 62. Кривые т—V: приведен-
ное напряжение сдвига — приве-
денная сдвиговая деформация
для некоторых металлов
Кривую напряжение — деформация (о—е) кристал-
ла целесообразно строить в координатах приведенное
напряжение сдвига т [форму-
ла (63)]—приведенная сдви-
говая деформация у [форму-
ла (67)]. Построение диаграм-
мы в координатах т—у умень-
шает, хотя и не устраняет пол-
ностью, различие кривых, по-
лученных для кристаллов, с
различной ориентацией плоско-
стей и направлений скольже-
ния по отношению к внешней
нагрузке. Для всех металлов
приведенное напряжение сдви-
га увеличивается с ростом де-
формаций (рис. 62), в чем и
состоит явление деформаци-
онного наклепа или упроч-
нения (см. гл. IV). Однако степень упрочнения г. ц. к.
металлических кристаллов намного больше, чем таких
г. п. у. металлов, как кадмий, магний и цинк. Металлы
с г. п. у. решеткой способны претерпевать очень большие
сдвиговые деформации^ но только в том случае, если
кристаллы ориентированы подходящим образом. Для
понимания этого различия в дальнейшем более подроб-
но рассматривается геометрия скольжения г. ц. к. и
г. п. у. кристаллов.
ГЕОМЕТРИЯ СКОЛЬЖЕНИЯ Г. Ц. К. И Г. П. У.
КРИСТАЛЛОВ. Ось монокристаллического образца
обычно не совпадает с рациональной кристаллографи-
ческой осью, т. е. направлением с малыми индексами.
Общепринятым способом изображения ориентировки
кристалла являются стереографические проекции. Нор-
мали от различных плоскостей кристалла проводятся до
пересечения со сферой. Сфера со всеми следами пересе-
чений на ней проектируется на плоскую поверхность, об-
разуя окружность, внутри которой зафиксированы вы-
ходы нормалей к различным плоскостям или так назы-
ваемые «полюса» этих плоскостей. Углы между ними
измеряют с помощью стереографической сетки, которая
разделена на градусы и представляет собой проекцию
сферы, правильно передающую угловые соотношения.
Стандартная проекция (рис. 63) обычно используется для
представления кристаллических структур и ориентировок кристал-
лов. Такой тип проекции получается при ориентировке на плоскости
проекции кристаллической плоскости с малыми индексами. Напри-
мер, для кубической плоскости центром проекции является нормаль
к плоскости куба, т. е. направление [001]. В таких проекциях пол-
ностью проявляется симметрия кристалла. Для кубического кристал-
ла (г.ц.к. и о.ц.к.) проекция делится путем пересечения большими
кругами на 24 элементарных стереографических треугольника, ко-
торые кристаллографически идентичны (рис. 63,6). В каждом кон-
кретном случае три угла треугольников представляют эквивалент-
ные направления <001 >, <011 > и < 1112>, образуя всегда одни
и те же углы друг с другом. На проекции эти треугольники различ-
ны по форме вследствие изменения величины угловых и линейных
элементов в различных частях проекции.
Для характеристики ориентировки кристалла в случае одноос-
ного нагружения используется только один треугольник. Обычно
берется треугольник с вершинами [001], [011], [111], расположенный
в центре проекции. Все возможные ориентации кристаллов кубиче-
ской структуры обозначаются точкой (например, оси растяжения)
внутри такого треугольника или вдоль его границ. Поэтому на
практике, если хотят представить ориентацию монокристаллическо-
го образца, то измеряют углы между осью образца и, по крайней
мере, двумя из трех направлений [001], [ОН], [111]. Затем положе-
ние этих осей откладывают на стандартном треугольнике, исполь-
зуя стереографическую сетку.
Каждый из элементарных треугольников на стереографической
проекции определяет область, в которой действует какая-либо оп-
ределенная система скольжения (см. рис. 63,6). Имеются четыре
полюса < 111 >> (обозначаются буквами А, В, С, D), которые со-
ответствуют выходам нормалей к октаэдрическим плоскостям сколь-
жения, и шесть направлений скольжения — от I до VI. Если взять
обычный стандартный треугольник WAI, то видно, что в пределах
его границ действует система BIV\ это означает, что при деформа-
ции растяжения, когда ось растяжения лежит в данном треугольни-
ке, плоскостью скольжения является плоскость В, т. е. (111), а на-
правлением скольжения — направление IV, т. е. [101].
Стереографическая проекция позволяет проследить за поворо-
том кристалла, происходящим во' время деформации. При испыта-
ниях на растяжение имеется тенденция к повороту направления
скольжения к оси растяжения, или, что эквивалентно, ось растяже-
ния / [т. е. (ОН) в данном примере] поворачивается к направлению
скольжения IV.
116
I'не. 63. Стандартная кубическая
проекция (а) и кубическая сте-
реографическая проекция, пока-
пывающая 24 основных треуголь-
ника (б)
117
На рис. 64 указаны знаки поворотов для области ориентировок
внутри стандартного стереографического треугольника. Однако по-
ворот приводит в конце концов ось растяжения на границу W{A
между двумя стереографическими треугольниками, в одном из них
действует совершенно иная система скольжения CI (см. рис. 63,6).
Обычно в этой точке деформация протекает по двум системам сколь-
жения, т. е. осуществляется двойное, или сопряженное скольжение.
Система, по которой начинается деформация (в данном случае
система BIV), называется первичной', это всегда такая система, для
которой приведенное напряжение сдвига наибольшее. Если ориенти-
ровка кристалла известна, то значение углов а0 и р0 для всех две-
надцати возможных систем скольжения можно измерить по стерео-
'С
(111)
Сопряженная
плоскость
Поперечная\ ,
плоскость
(111)
Л
Щ011Н
Ж
П01]
[101]
Л
f/7/Л
Критическая
плоскость
Стандартный
треугольник
[ОНИ
Первичная
плоскость
(111)
В
Рис. 64. Поворот осей кристаллов при скольжении для
случая начальной ориентации осей растяжения по линии
Wj I и действие вторичных систем
графической проекции и, таким образом, рассчитать фактор Шмида
т. Действующая система скольжения имеет наибольший фактор
Шмида.
Как показано на рис. 63,6 и 64, система (Hl) [ОН]
является сопряженной системой скольжения, а (111)
[101]—первичной системой. Двойное скольжение слу-
жит причиной дальнейшего движения оси образца вдоль
границы [001] — [Ш] треугольника по направлению к
полюсу [Г12], который ^расположен посередине направ-
лениями скольжения [101] и [011] и лежит на большом
круге, соединяющем эти полюса. Ось растяжения сохра-
няет эту ориентировку до образования на образце ло-
кализованной шейки и последующего разрушения. Та-
ким образом, в результате двойного скольжения вслед-
ствие прекращения поворота оси кристалла относительно
направления скольжения кубические кристаллы под-
вергаются значительно меньшему растяжению, чем гек-
Н8
( агональные, для которых поворот оси к направлению
скольжения в случае скольжения только по одной сис-
теме составляет несколько градусов. Для кубических
кристаллов приведенная сдвиговая деформация редко
достигает 100%, кристаллы же цинка, кадмия и магния
могут деформироваться до 4000% и более.
Выше рассматривалось поведение кристалла, ось
растяжения которого находилась внутри стереографиче-
ского треугольника. Кристаллы с осями, лежащими на
границах треугольника, составляют особую группу, по-
скольку критические напряжения сдвига у них одинако-
вы более чем для одной системы скольжения; поэтому
пластическая деформация начинается не по одной плос-
кости скольжения.
На рис. 65 приведены данные о числе ожидаемых дей-
ствующих систем скольжения. Наиболее сложным слу-
чаем является ориентировка [001], для которой одина-
ково благоприятны не менее четырех систем скольже-
ния. Ориентировка в центре проекции указывает на
действие восьми систем скольжения, это отвечает четы-
рем плоскостям с двумя направлениями скольжения в
каждой, из которых одновременно может использовать-
ся только одно, так как одновременное скольжение в
одной плоскости и двух или более направлениях невоз-
можно.
Способность кубических кристаллов деформировать-
ся одновременно по нескольким системам скольжения
является причиной более высоких скоростей деформаци-
онного упрочнения, экспериментально установленных
для этих металлов по сравнению с металлами гексаго-
нальной кристаллической структуры.
Значение вопроса о характере и числе действующих
систем скольжения состоит в том, что от числа одновре-
менно действующих систем скольжейия зависит харак-
тер формирующейся при деформации дислокационной
структуры, которая оказывает влияние на сопротивле-
ние скольжения (движению дислокаций) или упрочне-
ние в ходе деформации, а также условия послёдующей
рекристаллизации. Поэтому изучение кривых напряжен
ние — деформация (см. гл. IV и V), характер которых
непосредственно связан с дислокационной структурой,
имеет исключительно большое значение.
При комнатной температуре кристаллы кадмия, цин-
ка и магния деформируются в основном путем скольже-
119
ния по базисной плоскости, так что в процессе деформа-
ции действует только одна система скольжения. Вид
кривой напряжение — деформация очень сильно зависит
от ориентировки базисной плоскости относительно оси
растяжения до деформации, что в значительной степени
определяет величину пластической деформации, испыты-
ваемой кристаллом до разрушения.
Так как плоскость скольжения поворачивается таким
образом, что направление скольжения приближается к
оси растяжения, то чем больше поворот плоскости
Рис. 65. Действующие системы сколь-
жения для случаев особых ориентиро-
вок кристалла по отношению к дейст-
вующему напряжению:
Рис. 66. Различные возможные
ориентировки базисной плоскости
г. п. у. кристалла при растяжении
UZj — 4 плоскости, 2 направления в
каждой; А — 3 плоскости, 2 направле-
ния в каждой; I — 2 плоскости, 2 на-
правления в каждой; вдоль А и
Wj I —- 2 плоскости, 1 направление в
каждой; вдоль AI —- 2 направления в
одной плоскости
скольжения, тем больше
результирующая пласти-
ческая деформация. Как
было показано выше, в
г. ц. к. кристаллах вели-
раниченна. Очевидно, что
так, как показано на рис.
чина этого поворота ог-
кристалл, ориентированный
66, а, будет давать наиболь-
шую пластическую деформацию, тогда как кристалл с
ориентировкой, показанной на рис. 66, в, совершенно не
способен к скольжению по базисной плоскости; в слу-
чае ориентировки, соответствующей рис. 66, б, приве-
денное напряжение сдвига максимально, а сдвиговая
деформация умеренная.
Отношение длины кристалла после деформации 1\ к
первоначальной длине /0 определяется через углы ро и
Pi; ао и аь Zi/Z0=cos Ро/cos Pi=sin a0/sin Отсюда сле-
дует, что кристалл с подходящей ориентировкой (с ма-
лым углом ро) может равномерно удлиняться на не-
120
сколько сотен процентов, прежде чем pi достигнет пре-
дельно высокого значения. Наиболее ярким гео-
метрическим следствием протекания больших плас-
тических деформаций по одной системе скольжения яв-
ляется то, что первоначально круглое поперечное сече-
ние кристалла постепенно становится эллиптическим,
а при очень больших деформациях кристалл может пре-
вратиться в тонкую полоску. На кристаллах цинка и
кадмия подходящих ориентировок при комнатной тем-
пературе можно получить значения относительного удли-
нения 200—400% при повышенных температурах и еще
большие.
В выражении для приведенного напряжения сдвига
(63) подразумевается, что как в начале пластической
деформации (напряжение т0), так и на любой ее стадии
(напряжение т) приложенное растягивающее напряже-
ние оц для кристаллов разной ориентировки изменяется
в широких пределах при одинаковой деформации. Это
означает, что для предельных значений углов pi, чтобы
достичь требуемого приведенного напряжения сдвига в
неблагоприятно ориентированной базисной плоскости,
необходимы значительные растягивающие напряжения.
В этих условиях часто происходит скольжение по дру-
гим плоскостям — пирамидальным или призматическим,
или двойникование; поэтому поведение таких кристал-
лов нельзя просто связать с характерными особенностя-
ми кристаллов, деформируемых исключительно путем
скольжения по базисной плоскости. В общем «идеаль-
ного» поведения можно ожидать для кристаллов с вели-
чиной угла ро в интервале 10—80°'.
Дальнейшее усложнение возникает вследствие пово-
рота плоскости скольжения (угол pi переменный) и из-
менения угла cxi — направления скольжения во времени
.пластической деформации. Допустим для простоты, что
деформационное упрочнение отсутствует и кристалл все
время деформируется при постоянном значении крис-
таллографического напряжения сдвига ткр. Тогда, ис-
пользуя выражения (64) и "(65), мы можем записать для
переменных ai и Pi уравнение кривой напряжение — де-
формация в виде
пт = <7П = tkP/(cos eq cos Pi) = ткр V/cos p0 J/X2 — sin a0 ,
где Z=/i//0.
121
Ъсли для упрощения предположить, что ссо=90°—р0>
то можно получить серию кривых напряжение — дефор-
мация для разных значений угла между плоскостью
скольжения и осью растяжения Ро (рис. 67). Эти кривые
отражают анизотропию напряжения, течения для растя-
жения, но они показывают также, что по достижении
предела текучести деформация часто идет при уменьшен-
ном напряжении, причем чем меньше Ро, тем больше па-
дение напряжения.
Рис. 67. Теоретические кривые <?т/ткр — X при
Хо = 9О°—Ро
Очень большое падение напряжений в интервале уг-
лов ро от 0 до 30° легко понять, поскольку в случае крис-
талла с первоначальным расположением базисной плос-
кости
почти нормально
оси
растяжения
для достижения
ткр по плоскости скольжения требуются высокие растя-
гивающие напряжения. Однако, когда начинается де-
формация,
базисная плоскость
поворачивается в
более
благоприятное положение, при котором приведенное на
пряжение сдвига становится выше, так что растягиваю
щее напряжение, необходимое для продолжения дефор
мации, уменьшается. На практике такое падение напря-
жения часто нивелируется процессом деформационного
упрочнения (см. гл. IV); однако для гексагональных
кристаллов (с низкой точкой плавления и малым упроч
нением при комнатной температуре) при подходящих
ориентировках оно наблюдается, Это явление называет
122
(я геометрическим разупрочнением, поскольку обуслов-
ило изменением геометрии кристалла и не отражает
< । руктурного разупрочнения металла. Наблюдающееся
упрочнение при р0>45° при xKp=const можно называть
но аналогии геометрическим упрочнением, которое так-
же не связано со структурным упрочнением и является
результатом поворота плоскости скольжения в неудоб-
ное (см. рис. 65, в) для скольжения положение.
Большого различия в виде кривых напряжение — де-
формация для кристаллов разных ориентировок можно
избежать, используя приведенные напряжения сдвига и
сдвиговую деформацию. Однако в отличие от критиче-
ского приведенного напряжения сдвига тКр значения при-
веденного напряжения сдвига т при деформации 8 для
всех таких кристаллов не совпадают. Это обусловлено
прежде всего различиями в степени деформационного
упрочнения кристаллов, которая зависит от структурных
изменений в металле (см. гл. IV). Однако, если исклю-
чить предельные ориентировки, т. е. очень малые и очень
большие значения углов (30, поведение большинства
кристаллов какого-либо металла можно аппроксимиро-
вать единой кривой в координатах приведенное напря-
жение сдвига — сдвиговая деформация, которая харак-
теризуется:
1) большими деформациями скольжения (для под-
ходящих ориентировок);
2) малыми скоростями упрочнения (при комнатной
температуре и выше) на большей части кривой напря-
жение — деформация;
3) заметной температурной зависимостью кривых на-
пряжение — деформация.
ДРУГИЕ ВИДЫ ДВИЖЕНИЯ ДИСЛОКАЦИЙ
ПРИ СКОЛЬЖЕНИИ. Рассматривая дислокационную
природу скольжения, следует иметь в виду многообра-
зие конкретных видов движения дислокаций. Выше бы-
ли рассмотрены простейшие случаи движения винтовой
краевой и смешанной дислокаций, описаны особенности
движения и пересечения растянутых дислокаций, дано
описание генерации источника Франка—Рида. Рассмот-
рено двойное поперечное скольжение. -Ниже, подчерки-
вая разнообразие видов движения (скольжения) дисло-
каций, дается описание движения дислокаций с порога-
ми, с помощью парных перегибов, с особыми точками
и пр.
123
Дислокационную линию можно рассматривать или
как плавно искривляющуюся в пространстве, или состоя*
щую из ряда прямолинейных отрезков. В последнем слу-
чае при недостаточно большом увеличении эти отрезки
будут казаться нам плавной линией смешанной дислока-
ции, состоящей из прямолинейных участков краевой и
винтовой дислокаций. Точки 5, С, Z), Е (рис. 68) соеди-
нения прямолинейных участков называются особыми
точками. Если особые точки находятся на малом рас-
стоянии друг от друга [ВС, DE^ (1—2)6], то, как и ра-
Рис. 68. Особые точки В, С, D, Е на
ломаной линии дислокации I
ABCDEF:
ЛВС —излом; ВС — ступенька; I
DE — перегиб. Участки АВ, CD, EF1 Л
параллельны Ьх{; ВС || Ох3; ED || Ох2; I
вектор Бюргерса всей дислокаций
b || Ох2. Плоскость скольжения па-
раллельна ПЛОСКОСТИ Х10х2
нее (см. раздел о пересечении дислокаций), ВС счита- I
ют ступенькой, так как ВС лежит под углом (на рис. 68 I
перпендикулярно) к плоскости скольжения, a DE — пе- 1
регибом, так как DE лежит в плоскости скольжения.
Движение перегиба (ступеньки) вдоль дислокации 1
(рис. 69 и 70) на одно межатомное расстояние является 1'
элементарным актом скольжения дислокации. Переме- 1
щение дислокационной линии из начального АВ в конеч- I
ное CD состояние, отстоящее от начального на АС=
=BD^b, может осуществляться серией последователь-
ных перемещений (дрейфа) перегиба EF. Элементарный <
акт такого смещения — перемещение EF в положение
E'F' при EE'=FF'=b (см. рис. 69). Механизм размно-
жения дислокаций благодаря работе источника Фран- 1
ка—Рида состоит из выгибания дислокаций между точ-
ками закрепления, рождения петель и т. д., т. е. состоит 4
из последовательных актов рождения новых перегибов ;
на дислокации. Движение перегиба, как и движение пря- 1
молинейных дислокаций в плоскости скольжения, требу- I
ет преодоления некоторого энергетического барьера, на- |
зываемого обычно вторичным пайерлсовским £п2. Рас- 1
четы и эксперимент показывают, что перемещение пере-
гиба происходит значительно легче, чем движение всей |
124
шслокации, когда требуется преодоление энергетическо-
|о барьера Пайерлса Епь т. е. Еп2<Епь
Таким образом, скольжение при участии процесса
переползания происходит не в результате перемещения
шслокации как целого на одно межатомное расстояние,
.1 благодаря единичному смещению перегиба вдоль ли-
нии дислокации. Поэтому смещение всей дислокации
Рис. 69. Скольжение дислокации переползанием вследствие перемеще-
ния перегиба вдоль оси дислокации (АВ и CD || Ох\, b || Ох<А'-
а —исходное положение; б — промежуточная конфигурация; в — ко-
нечное положение (стрелкой указано перемещение перегиба)
Рис. 70. Переползание дислокации благодаря перемещению сту-
пеньки по длине дислокации:
а — начальное; б — промежуточное; в — конечное положение
длиной L как целого на одно межатомное расстояние
может происходить путем п последовательных скачков
(n^LIb) перегиба. Поскольку потенциальный барьер
для движения перегиба Епз значительно ниже, чем для
движения прямолинейной дислокации как целого:
Еп2<Епь то и напряжения для его движения нужны
значительно меньшие, чем в первом случае. Следова-
тельно, можно ожидать, что движение дислокации будет
лимитироваться скоростью образования новых переги-
бов на дислокации.
Переползание краевой дислокации также может осу-
ществляться как серия последовательных, смещений
125
ступеньки из EF в E'F' при EE'=FF'wb (см. рис. 70).
Направление переползания определяется поглощением
вакансий или испусканием внедренного атома в каждом
элементарном акте — единичном перемещении ступень-
ки на величину Ь.
Известно, что по мере роста пластической деформа-
ции повышается плотность дислокаций, растет и их кри-
визна, т. е. увеличивается число ступенек, перегибов и
изломов на единицу длины дислокации. При этом между
Рис. 72. Плавный перегиб ВОС.
Плоскость скольжения дислокации
совпадает с плоскостью чертежа:
CEFB — прямоугольный перегиб;
CE'F'B — косой перегиб, условно
заменяющий фактически плавный
перегиб ВОС
Рис. 71. Перемещение двух перегибов
CD в плоскости II и EF в плоскости I
навстречу друг другу (элементарные
акты — перемещения CD в C'D' и из
EF в E'F') с образованием ступеньки
GH;
А'В' — начальное положение дислока-
ции; ACDFEB — промежуточное поло-
жение; AGHB — конечное положение
дислокации с участком AG в плоскости
II; ВН — в плоскости / и ступенькой
между плоскостями I и II
отдельными особыми точками возможны реакции (на-
пример, скольжение винтовой дислокации возможно в
нескольких плоскостях). Если таких плоскостей две
(рис. 71), то в каждой из них могут образоваться пере-
гибы, которые, сталкиваясь, вступают в реакцию, пре-
вращаясь в ступеньку. Движение дислокации со ступень-
кой сильно затруднено, так как требует участия диф-
фузионных процессов. Таким образом, увеличение кон-
центрации перегибов и их реакции с образованием
ступенек приводит к упрочнению.
Следует отметить, что для перегиба энергетически
126
выгоден более плавный переход от одного направления
линии дислокации к другой, т. е. прямоугольный перегиб
CEFB (рис. 72) фактически является косым (пунктир),
который может быть заменен перегибом CE'F'B'. Энер-
гию прямоугольного перегиба Еп.п или косого перегиба
Ек.п можно оценить, если иметь в виду следующее:
1) часть дислокации EF (1ее=Ь) или E'F' лежит в
области повышенной энергии, пропорциональной Еда.
Упрощенно считая распределение пайерлсовской энергии
Еш (*) линейным:
^п.п ~ ®>^П1 Ief/Ь = ®’^ПР zggx
- “5£п. 'вт/Ь
2) длина дислокации с прямоугольным перегибом
увеличивается на длину Ief—Ь, т. е. энергия ее возра-
стает на ДЕп.п=0,5 Gb2 lEF=0,5Gb3=Edi, а энергия дис-
локации с косым перегибом на
А£к „ = 0,5®> - /„.) - Ем ((„. - у/», (69)
где /п — длина перегиба.
В выражении (69) отрезки ЕЕ' и FF' не входят в об-
щую длину дислокации CE'F'B-, они не вносят вклад в
ДЕк.п-
Таким образом, общая энергия косого перегиба пред-
ставляет собой сумму (68) и (69):
“ -т-(/ Ч+ы- +
+ ₽. + »• <7°)
Равновесная ширина перегиба /пр определяется мини-
мизацией Ек.п (70); 5Ек.п/<5/п//=/пр = 0:
Znp = &Г2ЕЛ/ЕП1. (71)
В (71) числами порядка единицы и менее пренебре-
гаем, так как известно (см. гл. II), что для любой дисло-
кации следовательно, ]/r£'dl/Eni z» 1- Под-
ставляя (71) в (70), получаем минимальную энергию
перегиба:
^к.п min = == Ещ^Ещ/Е^ = ЕщЬ/1иу. (72)
127
Таким образом, при EdC^>Em имеем /Пр>& и £п.п"
=£пл1+А£пл1=0,5£п1+£л«£й1^-Ек.пт1п, т. е. реаль-
ный перегиб действительно косой.
Движение дислокации с помощью парных перегибов
можно рассматривать как переход дислокации в сосед-
нюю канавку потенциального пайерлсовского рельефа
CD (рис. 73) в два этапа. Первый из них — зарождение
парного перегиба на прямолинейной дислокации, вто-
рой — его распространение в обе стороны. Промежуточ-
ные положения (рис. 73,6 и в) обладают избыточной
Рис. 73. Схема скольжения, вызванная движением дислокации с помощью
парных перегибов:
а — исходное положение; б — выбрасывание парного перегиба в соседнее по
ложение CD минимума энергии; в — расширение парного перегиба; г — конем*
ное положение, соответствующее смещению дислокации на одно межатомиог
расстояние
энергией АЕ, так как, во-первых, увеличивается длила
дислокации и, во-вторых, часть дислокации, а именно
перегиб, лежит в области с' повышенной потенциальной
энергией пайерлсовского барьера. Поэтому
\Е = 2£,кп mln — xb2l — а£)64//,
(73)
где ЕК.П min — равновесная минимальная энергия переги-
ба (72); т&2/ — работа силы f=xb от внешнего касатель-
ного напряжения т при перемещении дислокации дли-
ной I на величину Ь, когда скольжением охвачена пло-
щадь Ы\ aDb4/l — член, описывающий взаимодействие
перегибов (а«1 — константа, знак минус соответствует
напряжению перегибов) с расстоянием между ними I.
Расстояние 1=Iq между перегибами, отвечающее мак-
симальному значению (73), определяется из условия
д\Е
д1
откуда
/0 = ьУaD/x « ЬУD/v > b.
Величина -----
дР
(74)
< 0, т. е. /0 соответствует максиму-
/=/о
128
му выражения (73) для энергии парного перегиба. Пос-
ле подстановки (74) в (73) получаем оценку ЛЕтах:
ЛЕтах — 2ЕКП min 2Й3 ]AzZ)T.
При /</0 энергия парного перегиба понижается
вследствие взаимодействия перегибов, при />/о — бла-
юдаря работе внешней силы. Поскольку т<£>, а
/;K.nmin=£'mfe//np, ТО ЕК.П min > 2b3VaDr ив первом
приближении можно считать, что
/А «2Е , , (75)
г. е. промежуточная конфигурация (типа показанной на
рис. 73,6 и в) обладает некоторой избыточной энергией,
максимальное значение которой равно примерно удвоен-
ной энергии одиночного перегиба. Так как в выводе фор-
мул (73)—(75) работа внешней силы уже учтена, то
единственным источником энергии зарождения парного
перегиба является флуктуация энергии теплового дви-
жения атомов. При постоянно приложенном напряже-
нии для каждого отрезка дислокации длиной I (I — дли-
на парного перегиба) и частотой тепловых колебаний
v«1012 с-1 частота образования двойного перегиба
/’n=vexp-—\EjkT или, учитывая (75):
/>п = v exp [- 2ЕК п niin/(^7’)] = v exp [-
-/2ЕП1ЕЛ /(kT)]. (76)
Анализ (76) дает возможность сделать следующие
выводы:
1. Как показывают расчеты и опыт, энергия EK,nmin«
« 0,084-2 эВ<Епь т. е. достаточно низкая и меньше
энергии Пайерлса. Поэтому процесс образования и дви-
жения парных перегибов является термическим активи-
руемым, а напряжение о, вызывающее движение парных
перегибов, зависит от температуры и меньше напряже-
ния <тп Пайерлса—Набарро:
(Т \2
1-^г приТ«Т0; (77)
г*7 о /
<г = (Jn exp --у при Т w То, (78)
.где kTo=2b2 Хе0оп’> Ео—0,5 Gb2— минимальная энер-
гия зарождения двойного перегиба при напряжении,
9—790
129
равном нулю, а А — медленно меняющаяся функция <т,
Т и е, т. е. напряжение о необходимо для того, чтобы
обеспечить данную скорость деформации 8 при данной
температуре Т, не должно заметно меняться с изменени-
Рис. 74. Зависимость напряжения
при постоянной скорости деформа-
ции от температуры ТС—АТ^
температурах. Например,
= 100 К и (т<7,5 МПа
ем 8.
Температурная зависи-
мость о(Т) имеет параболи-
ческий характер до Тс—
—АТо в соответствии с за-
коном (78), а при Тс>
>АТ0 а(Т) изменяется по
экспоненте (рис. 74).
2. Для металлов с низ-
ким барьером Пайерлса
парные перегибы образуют-
ся при достаточно низких
ДЛЯ А1 [2£'к.пт!п 0,1 эВ, 7 =
(£7= 1/120 эВ)] вероятность
Рп = 1012ехр
0,1
1/120
Ю’с-1,
что обеспечивает дислокациям скорость
Vji = ЬРП « 3-10"8 • 107« 0,3 см/с.
При больших приложенных напряжениях дислокация
Л С может двигаться как целое без помощи парных пе-
регибов. Наоборот, для кристаллов с высоким барьером
Пайерлса изменение температуры сильно влияет на из-
менение скорости деформации.
3. Допустим, что скорость пластической деформации
8 и плотность подвижных дислокаций рп постоянны. Из
формулы 8==рп&уд (см. гл. II) следует, что скорость дис-
локаций ид=^о также постоянна. Если понизить темпе-
ратуру, то для поддержания постоянной скорости необ-
ходимо увеличить действующее на /тело напряжение в
(см. рис. 74). При низких температурах Pnb<.Vo и теп-
ловое движение недостаточно интенсивно для поддер-
жания требуемой частоты образования парных переги-
бов и поддержания скорости дислокаций v0. При темпе-
ратурах T<zTc=ATq напряжение о близко к напряже-
нию Пайерлса оп-
При Т>ТС частота образования парных перегибов
увеличивается и для поддержания скорости дислокаций
130
у0 необходимы пренебрежимо малые напряжения; вели-
чина изменяется в соответствии с (78), и влияние барье-
ра Пайерлса становится незначительным.
Таким образом, пластическое течение скольжением в
плотноупакованных плоскостях в направлении плотней-
шей упаковки происходит благодаря преодолению барье-
ра Пайерлса при участии тепловых флуктуаций, когда
ог<оп. При этом термофлуктуационный механизм наи-
более эффективен при Т>ТС, а влияние барьера Пайерл-
са на начало течения становится несущественным.
2. ДЕФОРМАЦИЯ ДВОЙНИКОВАНИЕМ
Как уже отмечалось в гл. II, пластическая деформация
кристаллических тел может осуществляться не только
скольжением, но и двойникованием. Двойникование для
кристаллов с о. ц. к., г. ц. к. и г. п. у. решетками можно
наблюдать при особых условиях деформирования. При
этом металлографическими способами выявляются об-
ласти, иначе травящиеся, чем окружающий матричный
кристалл. Отличительными признаками этих областей
являются прямолинейность и строгая кристаллографи-
ческая направленность двух параллельных границ. Ди-
фракционными (рентгеновскими и др.) методами уста-
новлено1, что эти области закономерно отличаются своей
ориентировкой и расположением атомов относительно
матрицы. Расположение атомов внутри этой области
представляет собой зеркальное отражение расположения
атомов в матричном кристалле (см. рис. 77, а). Плоско-
сти зеркального отражения, пересечение которых с плос-
костью шлифа имеют вид прямолинейных границ, явля-
ются плоскостями двойникования. Так, на рис. 77, а и б
плоскостью двойникования является плоскость (112).
Переориентированные области называют двойниками, а
процесс их образования двойникованием. Двойники в
кристаллах делятся на двойники роста (рост кри-
сталла из расплава, в процессе рекристаллизации и от-
жига) и деформационные двойники. Двойни-
кование при деформации — один из механизмов сдвиго-
вой деформации. Для деформационного двойникования
характерны высокие скорости и выделение энергии в
форме звука с характерным потрескиванием в процессе
деформации кристалла. Двойникование сопровождается
скачкообразным изменением деформирующего усилия,
9*
131
при этом на кривых напряжение — деформация появ-
ляются соответствующие двойникованию участки зуб-
чатого или пилообразного вида (рис. 75).
Рис. 75. Кривые напряжение — деформация для кристаллов сплава
Си+10 % (ат.) In (а) и кристалла кадмия (б)
Рис. 76. Схема, поясняющая элемен-
ты двойникования:
S — плоскость сдвига; К\ — плос-
кость двойникования; T|i — направ-
ление сдвига
КРИСТАЛЛОГРАФИЯ
ДВОЙНИКОВАНИЯ. Плос-
кости двойникования в от-
личие от обычных границ
являются когерентными, так
как в плоскости двойнико-
вания атомы занимают по-
зиции, общие для двойнико-
вой области и матричного
кристалла (см. рис. 77,а).
Рентгеновское и иное излу-
общих частей кристалла, за-
чение, рассеянное атомами
кономерно отличается по фазе, т. е. когерентно.
Торцовые границы двойника, заканчивающиеся
внутри зерна или на его границах, являются некогерент-
ными.
Процесс двойникования представляет собой коопе-
ративное движение атомов, в котором отдельные атомы
перемещаются одни относительно других лишь на часть
межатомного расстояния. Полный (результирующий)
сдвиг является макроскопическим и может наблюдаться
невооруженным глазом. В противоположность скольже-
132
нию, при котором смещения равны одному или более
межатомных расстояний, двойникование является ре-
зультатом меньших смещений, которые последовательно
происходят по смежным плоскостям. Эти смещения
(рис. 76) происходят в плоскости сдвига S в определен-
ном направлении скольжения т]ь Для изображенной на
рис. 77, а о. ц. к. решетки направление скольжения яв-
ляется [111], а плоскостью сдвига (ПО). Чтобы пол-
ностью охарактеризовать двойникование, необходимо
знать следующие элементы двойникования (см. рис. 76):
Рис. 77. Геометрия двойникования:
а —схема перестройки атомов при двойниковании в a-железе; б — расположе-
ние элементов двойникования в элементарной ячейке. Обозначения на рис.
77, аг
• — положение атомов до двойникования; О — двойниковые положения ато-
мов; -I--атомы в совпадающих положениях. Тонкими линиями указаны слои
атомов, лежащие на одном направлении [112] в одной плоскости, т. е. соглас-
но рис. 42 имеющие одинаковые обозначения: А„ В, С и т. д. — до двойнико-
вания и А', В', С' и т. д. — после двойникования
133
1. Плоскость двойникования К\ и направление сдви-
га (направление скольжения) тц, вектор которого лежит
в плоскости К\ {на рис. 77, а К\ соответствует плоскость
(112), а направлению rji — направление [111]}. Атомы,
лежащие в плоскости Ki, не смещаются, поэтому ее на-
зывают первой неискаженной плоскостью.
2. Плоскости К2 (до деформации) и Л2 (после де-
формации), пересекающие Ki по линии, перпендикуляр-
ной направлению сдвига Ц1 (см. рис. 76) и составляю-
щие с плоскостью Aj равные углы ср до и после сдвига в
плоскости сдвига S, также не искажаются в процессе
двойникования. Так, в о. ц.- к. решетке (см. рис. 77, а)
плоскости сдвига S соответствует (НО), плоскостью К2
является (112), а плоскостью —(552). Линией пере-
сечения плоскостей Ki и К2 в данном примере является
[ПО].
3. Направления т]2 и т['2, лежащие вдоль линии пере-
сечения плоскости сдвига S и плоскостей К2 или К2 со-
ответственно, являются важными для описания геомет-
рии двойникования характеристиками. В частности, для
—>
случая, представленного на рис. 77, а, вектор ц2 совпа-
дает с направлением [111], т]^ — t [115].
4. Величина сдвига s и величина сдвиговой деформа-
ции в плоскости сдвига S — важные критерии двойнико-
вого превращения. В процессе двойникового превраще-
ния изменяется ориентировка двойниковой прослойки,
однако не изменяется симметрия или структура кристал-
ла. Поэтому угол <р между первой и второй К2 неис-
каженными плоскостями остается неизменным до и пос-
ле превращения, а величина сдвига s будет пропорцио-
нальна расстоянию от плоскости зеркального отражения.
В частности, для о. ц. к. кристалла (см. рис. 77, а)
s= (паКз)/6, где п — 0, 1, 3... — номер рассматривае-
мой плоскости (112), отсчитываемый от плоскости зер-
кального отражения п= 0 [на рис. 77, а показаны лишь
атомы каждой второй такой плоскости: ряды атомов А,
С, Е, А и т. д., а ряды атомов В, D, F, В, не лежащие в
плоскости чертежа (см. также рис. 42), не обозначены].
Поскольку расстояние n-й параллельной плоскости от
плоскости п=0 зеркального отражения d = nd(u2) —
= (паУВ)б,1 то сдвиговая деформация у = s/d =
134
Таблица 6
Некоторые кристаллЮграфические характеристики двойникования
(Р. Хоникомб, Дж. Хирт)
Кристаллическая структура (металлы) Индексы двойникования Сдвиг v
Ki Т)1 Ki *42
Г. ц. к. (Си) (111) [И21 (11Т) [112] 0,707
О. Ц. к. (Cr, Na, a-Fe) (112) [1П] (112) [Ш] 0,707
Г. п. у. (Mg, с/а= -l,624;Zn, с/а— = 1,856; Cd, с/а= = 1,866) (10Т2) [юГГ] (1011) [16T1J s=a(3—с2/а2)/ /сРТ
= 2 tg (90° — Ф) = 2 ctg <р = V3//6 = 1//2 =0,707 по-
стоянна в двойниковой прослойке и определяется строе-
нием кристалла. Следовательно, если определены две
неискаженные плоскости, сдвиговая деформация опре-
деляется измерением угла ф между этими плоскостями.
Некоторые типичные характеристики двойникования
приведены в табл. 6.
ДВОЙНИКОВАНИЕ И ЕГО ГЕОМЕТРИЯ В МЕ-
ТАЛЛАХ С О. Ц. К., Г. Ц. К. и Г. П. У. РЕШЕТКАМИ.
При ударном нагружении a-железа, например, во время
скоростной пластической деформации, осуществляемой
взрывом, возникают очень тонкие, кристаллографически
правильно расположенные пластины — это двойники.
Они образуются при деформации многих металлов с
о. ц. к. структурой, включая молибден, вольфрам, хром,
ниобий, тантал, a-железо. Двойники здесь обычно длин-
ные и тонкие, редко достигающие толщины 5-Ю-4 см,
поскольку с двойникованием связано протекание боль-
шой (у=0,707) пластической деформации (см. табл. 6).
Плоскостями двойникования являются >{112} (на
рис. 77, а они перпендикулярны плоскости чертежа).
Плоскости {112} упакованы в последовательности
ABCDEFABC .... (79)
Если в этой структуре, допустим, задать смещение
слоя_4 по отношению к предыдущему слою F, равное
«/6 [111], то образуется дефект упаковки (см. гл. II,
рис. 42) ABCDEFEFABC..., для которого плоскость F
будет зеркальным отражением плоскостей Е, т. е. де-
135
фект упаковки представляет собой двойниковую про-
слойку толщиной а/3 [112], т. е. равную расстоянию меж-
ду плоскостями (112).
Для образования двойникового кристалла указан-
ную операцию сдвига слоя А относительно слоя F необ-
ходимо проделать для каждой последующей за А плос-
костью (112) слой за слоем так, чтобы это приводило
каждый раз к конфигурации (79) по схеме
ABCDEFABCDE
ДГЛВС
Ф Ф Ф Ф
DEFA
Ф Ф Ф
CDE
I I
ВС-+А, (80)
что позволяет получить последовательность упаковки
ABCDEFEDCBA. Подобное превращение дает сдвиг
0,707, значение которого определено экспериментально и
подтверждается расчетом (см. табл. 6). Собственно опи-
санное выше превращение зафиксировано на рис. 77, а
чередованием слоев CDEFABCB'A'F'E'D'C', где слои со
штрихами обозначены для двойниковой прослойки. Опи-
санные выше изменения ориентировки можно достичь
путем большого сдвига слоя С' относительно среднего
слоя С в противоположном .направлении, т. е. на величи-
ну а [111]=—а [111] (см. рис. 77, а). Однако это энерге-
тически маловероятно для образования двойниковой
прослойки толщиной а]Аб и равной расстоянию а [112]
между двумя плоскостями с одинаковыми индексами до
деформации.
Для объяснения образования двойников используют
полюсный механизм двойникования. Склонность к двой-
никованию в о. ц. к. металлах возрастает с увеличением
скорости деформации и понижением температуры. Так,
при 4 К чистое железо при растяжении деформируется
двойникованием. После растяжения при комнатной тем-
пературе двойники в чистом 'железе обычно не встреча-
ются, однако ударное деформирование вызывает двой-
никование при комнатной температуре. Примеси могут
оказывать существенное влияние: добавки кремния к
136
железу приводят к более активному двойникованию,
примеси внедрения (кислород, азот, углерод) в ниобии
при концентрации порядка 2-Ю-4—2-10“3 каждой при-
меси могут при медленном деформировании полностью
подавить двойникование. Сплавы М.о—Re, W—Re, Nb—
V, представляющие собой твердые растворы, легко двой-
никуются при комнатной температуре и малых скоростях
деформации.
^[112]
Нормаль
" 1,т
А
а
о;
02
®3
СУ
СледК2
(111) .
А
[110]
Т1'2=[552]
j След К2
(111)
[110]
След плоскости
В С 4
Рис. 78. Геометрия двойникования в г. ц. к. решетке (/ — положение атомов
до двойникования; 2 — атомы в совпадающих положениях; 3 — двойниковые
положения атомов):
а — вид в плоскости (110), где индексами А', В', С' обозначены плоскости,
принадлежащие двойнику; б — элементы двойникования в элементарной
ячейке
в
с
Энергия когерентной границы двойников £дв=0,5х
Х-Е'д.у, поэтому склонность к двойникованию с уменьше-
нием энергии дефекта упаковки увеличивается. Так, в
г. ц. к. кристаллах алюминия деформационные двойни-
ки не наблюдаются, а в кристаллах меди, деформиро-
ванных при 4 К и высоких напряжениях в серебре, зо-
лоте и никеле, они обнаружены; для меди напряжения
сдвига составляют 150, а для никеля 3 МПа. Указанные
напряжения достигают при низких температурах или
при больших скоростях деформации.
Двойникование в металлах с г. ц. к. решеткой приво-
дит к появлению зубчатости на кривых напряжение —
деформация (см. рис. 75). Кристаллографические харак-
теристики двойникования и его геометрия представлены
137
в табл. 6 и на рис. 78. Плоскостями двойникования яв-
ляются плоскости {111}, т. е. плоскости наибольшей упа-
ковки. Сдвиг происходит в направлениях <112> в пло-
скостях {111}. На рис. 78 кристаллографические харак-
теристики представлены в соответствии с табл. 6. При
двойниковании правильная упаковка с последовательно-
стью АВСАВСАВС... изменяется на АВСАВА'С'В'А'.
Слой В является границей (плоскостью) двойника, при
переходе через которую кристалл имеет противополож-
ную относительно несдвойникованной области упаковку.
Сплавы — твердые растворы г. ц. к. металлов (на-
пример, Ag+Au; Cu+Zn; Cu+Al; Cu+In и др.) имеют
75/7
100
50
О 20 4/7 бО^МО1
Рис. 79. Корреляционная связь меж-
ду напряжением двойникования и
энергией дефекта упаковки для
сплавов на основе Си
большую склонность к двой-
никованию, чем чистые ме-<
таллы. Для сплавов наблю_-
даются более низкие значе-
ния приведенного напряже-
ния сдвига, при которых об-
разуются двойники. Для
сплавов на основе меди эти
напряжения не превышают
0,4—1,2 МПа. Как правило,
напряжение сдвига при
двойниковании понижается
с уменьшением энергии де-
фекта упаковки (рис. 79).
Энергия дефекта упаковки
металла-растворителя мо-
жет существенно понижать-
ся при наличии атомов рас-
творенного металла, что связано с изменением числа ва-
лентных электронов- на атом. Многовалентные металлы
более эффективно снижают величину энергии дефекта
упаковки, чем одновалентные (например, никель). Вслед-
ствие того что в металлах с г. ц. к. решеткой двойникова-
ние представляет собой изменение последовательности
чередования плотноупакованных плоскостей {111}, по
которым при расщеплении дислокаций возникают дефек-
ты упаковки, то естественно предложить наличие в г. ц. к.
кристаллах корреляционной связи между энергией де-
фекта упаковки и напряжением двойникования, что
подтверждается экспериментом (см. рис. 79).
Двойникование в металлах с г.п.у. решеткой—наи-
более часто встречающийся механизм пластической де-
138
формации вследствие ограниченных возможностей для
скольжения, которое, как правило, осуществляется в ба-
зисной плоскости. В том случае, когда кристалл небла-
гоприятно ориентирован для базисного скольжения (ось
растяжения находится под углом 5—10° к базисной пло-
скости), двойникование наблюдается при достаточно
Рис. 80. Кристаллографические харак-
теристики двойникования в элементар-
ной г. п. у. решетке для плоскости
двойникования ANB (1012) и возмож-
ные пирамидальные плоскости двойни-
кования: _
а-АМВ (1011), AMD (1121), AND
(1122); б —геометрия двойникования в
цинке; в —в магнии. А'В'ВА — (1010)—
призматическая плоскость. AM —
[1123]; BD-[1120]; ВВ'—[0001]; G-
[0110]; AEFM — площадь призмы (1011)
больших напряжениях: для чистого кадмия при напря-
жениях сдвига 1,0—7,0 МПа, в то время как для базис-
ного скольжения достаточно 0,2—0,3 МПа. Кристаллы
цинка с базисной плоскостью, параллельной направле-
нию растяжения, двойникуются при напряжении сдвига
25,0—50,0 МПа после предварительного скольжения по
пирамидальным плоскостям {1122} (рис. 80,а).
Наблюдения показывают, что зарождение двойников
связано с наличием концентрации напряжений. Плохо
139
обработанные кристаллы (с повреждениями, царапина-
ми и другими дефектами обработки) двойникуются при
значительно меньших напряжениях, чем хорошо обрабо-
танные. Предварительное скольжение как источник кон-
центрации напряжений облегчает двойникование. При
возникновении единственного двойника в дальнейшем
взрывообразно возникает множество других, при этом
напряжение двойникования падает, а на кривых напря-
жение— деформация появляются зубцы.
Вид деформации (растяжение или сжатие) сильно
влияет на образование двойников в металле с г. п. у. ре-
шеткой. Так, в кристалле цинка (с/а= 1,856) с базисной
плоскостью, параллельной оси образца, можно добить-
ся двойникования при растяжении, так как плоскость
Ki (1012) (рис. 80,6) после деформации относительно
плоскости двойникования (10Г2) поворотом по'часовой
стрелке занимает положение К'2. Представив левую по-
ловину кристалла (рис. 80,6), помещенную в пассивный
захват испытательной машины, убеждаемся, что сдвиг
$ возможен только при растяжении. При сжатии кри-
сталл цинка будет деформироваться путем сбросообра-
зования. Наоборот, для кристалла Mg (с/а= 1,624)
угол между базисной плоскостью и плоскостью двойни-
кования уменьшается от 47 для Zn до 43° для Mg. Рас-
суждая аналогично, т. е. помещая левую часть монокри-
сталла с базисной плоскостью параллельно действующе-
му усилию, убеждаемся, что по принципу Ле-Шателье
можно получить двойникование только при сжатии, ког-
да вектор s перехода плоскости Ki в Ki направлен про-
тив часовой стрелки в направлении пассивного захвата.
Таким образом, для магния образование двойников сле-
дует ожидать при сжатии, а для цинка — при растяже-
нии. Для металлов с еще меньшйм соотношением осей,
чем для магния (титан, цирконий), двойникование бо-
лее сложное и наблюдается не только по плоскостям
{10Т2}, но и по плоскостям {1122} и другим пирамидаль-
ным плоскостям (см. рис. 80,а).
ДИСЛОКАЦИОННЫЙ МЕХАНИЗМ ДВОЙНИКО-
ВАНИЯ. Для начала двойникования требуется более вы-
сокое напряжение, чем для скольжения, однако эти на-
пряжения значительно ниже теоретической прочности
кристалла. Поэтому механизм одновременного движе-
ния всех атомов в двойнике представляется нереальным
140
л предпочтение - следует отдать дислокационным меха-
низмам двойникования. Для однородного сдвига, харак-
терного при двойниковании, необходимо, чтобы дислока-
ции двойникования, образующие дефект упаковки в
о. ц. к. (г. ц. к. или г. п. у.) кристаллах, были в каждой
плоскости без исключения и действовали бы поочеред-
но [(см. реакцию (80)], что кажется невероятным, или
Рис.'81. Дислокационная модель полюсного механизма:
а — образование двойников в о. ц. к. решетке; б — дислокационная реакция
и возможные плоскости двойникования для дислокации а/2 [111] и а/2 [Ш1;
в — модель полюсного механизма двойникования в г. ц. к. решетке
чтобы реализовалось правильное движение дислокации
через каждую плоскость из семейства параллельных
плоскостей. Предложено несколько дислокационных ме-
ханизмов двойникования.
Полюсный механизм Коттрелла — Билби предполага-
ет, что для о. ц. к. решетки в плоскости двойникования
(112) находится дислокация АОВС с вектором Бюргер-
са 0,5а [111] (рис. 81,а). Под действием внешнего на-
пряжения дислокации АОВС может расщепиться в точ-
ке О на ОВС и BDE (см. рис. 81) по реакции.
(а/2)[111] = (а/3)[112] + (а/6) [111]. (81)
Для реакции (81) изменение упругой энергии в пер-
вом приближении равно нулю; такая реакция возможна
;141
лишь при значительных напряжениях. Дислокация ОВС
является неподвижной дислокацией Франка, вектор Бюр-
герса (а/3) [112] которой направлен по нормали к пло-
скости (112) скольжения (см. рис. 81, а). Эта частичная
дислокация не может скользить в плоскости (112). Вто-
рая частичная дислокация (cz/6) [111] скользит в пло-
скости (112) с образованием дефекта упаковки OBDE.
Отрезок дислокации ОЕ параллелен вектору Бюргерса
(а/6) [111], т. е. является винтовой дислокацией, кото-
рая может переходить путем поперечного скольжения в
любую из плоскостей (112), (121), (211), содержащих
направление _[ 111”] (рис. 81,6). Переходя, допустим, в
плоскость (211) (см. рис. 81,а), снова образуется об-
ласть дефекта упаковки OFE, причем отрезок OF вра-
щается вокруг точки О неподвижной дислокации (а/3)
[112], образуя дефектный слой, или двумерный двойник,
Неподвижная дислокация ОВ с вектором Бюргерса
(а/3) [112] содержит винтовую компоненту, перпенди-
кулярную плоскости (211). Проекция этого вектора на
направление [211], т. е. на нормаль к (2П) равна рас-
стоянию (а/6) [Г21] между плотноупакованными пло-
скостями (112)*. Поэтому дислокация OF, совершая
полный оборот, продвигается вперед в направлении ОВ
и за второй оборот дислокация OF добавляет к двумер-
ному двойнику еще один слой. С позиций описанного
механизма возможно образование двойника значитель-
ной толщины. За исключением ниобия, эксперименталь-
но описанная дислокационная реакция не была полу-
чена для о. ц. к. металлов, поэтому предлагаемый по-
люсный механизм можно назвать одним из возможных.
Следует отметить следующее. Если реакция (81) реали-
зуется при значительных напряжениях, то для образо-
вания дефектов упаковки OBDE и EFO и вращения дис-
локации OF вокруг О с последующим продвижением
* Модули векторов V=[112] и №=[211] одинаковы: IV] —
= |№| = У& , поэтому проекция единичного вектора v=V/|V| =
= 1 -i+l-j+2k на единичный вектор w = №/|№|=2-i—1 /+ 1k соста-
ЛЛ
вит vw = ViW{=(2—1+2)/6=1/2, т.е. проекция единичного вектора
[112] на единичный вектор [211] есть 1/2, а проекция вектора а/3
[112] есть а/6 [112].
142
вдоль ОВ столь значительных напряжений не требуется.
Поэтому можно считать, что полюсный механизм удов-
летворительно объясняет причину того, что напряжение
распространения двойника ниже напряжения его зарож-
дения.
Полюсный механизм для металлов с г. ц. к. решеткой
можно представить, воспользовавшись возможностью
расщепления полной дислокации АС на частичную не-
подвижную дислокацию Франка Аа и двойникующую
дислокацию аС (см. развернутый тетраэдр Томпсона)
по реакции
Д_[001]->^-[П1]+-|[2Г1]. (82)
Л О о
Дислокация аС (рис. 81, в) поворачивается вокруг
точки конца дислокации АС. После одного оборота,
встречаясь с Аа, образует один слой. Затем рекомбини-
рованная дислокация Аа-]-аС=АС скользит по следу-
ющей плоскости с последующим расщеплением по (82),
расширением дефекта упаковки и после второго оборота
последующей рекомбинацией. Таким образом, последо-
вательно наращивается число слоев, образующих двой-
никовую прослойку. Аналогично разработан полюсный
механизм двойникования для металлов с г. п. у. решет-
кой.
Минимальное напряжение, необходимое для зарож-
дения двойникования полюсным механизмом, должно
быть таково, чтобы скомпенсировать энергию дефекта
упаковки за первый период действия источника, т. е.
п = £д.у/&. (83)
Для железа с энергией дефекта £д.у«2-10-2 мДж/
/см2 уравнение (83) дает о«0,02 G. Реальные напря-
жения, при которых имеет место двойникование, обычно
составляют 10-3 G, т. е. для зарождения двойника необ-
ходима дополнительная концентрация напряжений.
Другой механизм двойникования связан с движени-
ем единственной частичной дислокации. Частичная дис-
локация может оторваться от расщепленной конфигу-
рации, если приложенное напряжение о>Ем/Ь. Источ-
никами таких дислокаций могут быть:
1) барьеры, создаваемые частичными дислокациями
(например, барьеры Ломер — Коттрелла);
мз
2) центры закрепления расщепленных дислокаций
атмосферами Сузуки;
3) две частичные дислокации, растянутые приложен-
ным напряжением.
Освободившись, частичная дислокация может закру-
чиваться относительно любой дислокации «леса», име-
ющей винтовую компоненту вектора Бюргерса, т. е. пер-
пендикулярно к плоскости скольжения двойникующей
дислокации. Одна ветвь частичной дислокации при пе-
аЗ' а6~
дв
Рис. 82. Двойникующие дислокации 6В, обра-
зованные при скольжении дислокаций позади
барьера Ломер—Коттрелла в г. ц., к. кристалле
-----w
; \ui2i;
-г ттг
т т
т т
ТГ --ТТГ
1/3[111] 1/2[111]
а б
Рис. 83. Схема реакции двой-
никовой границы, составлен-
ной из краевых дислокаций
(с), с образованием некоге-
рентной двойниковой грани-
цы без дальнодействующего
поля напряжения (б)
ресечении с винтовой передвигается по верхней плоско-
сти, другая по нижней, образуя спираль вокруг винто-
вой дислокации. Частичная дислокация последовательно
проходит каждую параллельную плоскость, образуя
двойник.
Следующим возможным механизмом двойникования
может быть поперечное скольжение вблизи препятствий.
Считают, что двойникование в г. ц. к. структурах может
начаться при скоплении дислокаций за барьером Ло-
мер— Коттрелла (рис. 82). Частичные дислокации 8В
расщепляются (см. рис. 38) в скоплении на 8а и аВ в
плоскости двойникования, давая двойникующие дислока-
ции. Такой механизм мог бы действовать при любом
скоплении позади препятствия, однако упругое взаимо-
действие ограничивает испускание двойникующих дисло-
каций в плоскостях двойникования и требуются допол-
нительные механизмы (например, полюсный). _ t
Одним из объяснений механизма двойникования мо-
жет служить концепция «испущенных» или эмиссионных
скользящих дислокаций. Это полные дислокации, кото-
<144
рые испускаются из некогерентной вершины фронта двой-
ника. Фронт двойника, образованный последовательно
скользящими в каждой плоскости частичными дислока-
циями (см. рис. 83, а) можно рассматривать как двой-
никовую границу, составленную из частичных дислока-
ций. Такая конфигурация имеет дальнодействующее по-
ле напряжений. Энергия двойниковой границы может
понижаться при переходе к конфигурации, показанной
па рис. 83,6, где каждая третья частичная дислокация
прореагировала с образованием испущенной дислокации
и частичной дислокации противоположного знака:
7-[111]-4-[П1]+-1.[1П]. (84)
о О Z
Реакция (84) энергетически не выгодна и возможна
только при концентрации напряжений на двойниковом
некогерентном фронте, что и имеет место в действитель-
ности. Реакция (84) дает набор испущенных дислока-
ций из некогерентных границ двойника с нулевым даль-
нодействующим полем напряжений. Происходит увели-
чение длины двойниковой прослойки за счет эмиссии
дислокаций из некогерентной границы. Деформация
сдвига, произведенная испущенными дислокациями, эк-
вивалентна деформации от исходной двойниковой гра-
ницы, из которой они испущены. Существование эмис-
сионных дислокаций для о. ц. к. и г. п. у. кристаллов
подтверждено экспериментами просвечивающей элек-
тронной микроскопии, наблюдаемым пробегом субгра-
пиц впереди двойника.
ВЗАИМОДЕЙСТВИЕ ДВОЙНИКОВ С ДРУГИМИ
ДЕФЕКТАМИ. РОЛЬ ДВОЙНИКОВАНИЯ В ПРО-
ЦЕССЕ ПЛАСТИЧЕСКОГО ТЕЧЕНИЯ. Двойникование
вызывает значительные локальные деформации в самом
двойнике (см. табл. 6), в окружающей его матрице и
особенно вблизи препятствий, с которыми двойник стал-
кивается. Эти деформации сильно влияют на характер
упрочнения и разрушения металлов.
Препятствия, возникающие на пути движения двой-
ника, тормозят перемещение двойникующих дислокаций,
вызывая их нагромождение, т. е. модель Стро накопле-
ния дислокаций у препятствий справедлива и для взаи-
модействия двойников с препятствиями. Однако есть и
различие, заключающееся в том, что концентрация на-
10-790
145
Рис. 84. Веер полос скольжения, вызнанный торможением двой-
ника. ХЗОО (а), деформационный факел, образующийся при тор-
можении двойника препятствием в виде двойника. Х200 (б),
и локальный сдвиг при пересечении двух двойников с местным
разрушением. Х350 (в)
146
пряжений у препятствия оказывается более низкой,-чем
и случае торможения полосы скольжения. Это подтвер-
ждается тем, что от острия заторможенного двойника в
глубь зерна распространяется веер полос скольжения
(рис. 84,а) или образуются сложнбдеформированные
юны (деформационные факелы, рис. 84,6). Наблюда-
ется также локальный сдвиг одного или обоих двойников
при пересечении двух двойников (рис. 84,в) с последу-
ющим разрушением в двойнике или у стыков с препятст-
виями. Величина смещения иногда превышает ширину
пересекающихся двойников. В случае сдвига обоих двой-
ников у стыка возникают большие локальные деформа-
ции и в самих двойниках плотность дислокаций значи-
тельно повышается. При этом резко возрастают сопро-
тивление деформации и склонность к разрушению.
Величина локальных деформаций у стыка двойника с
двойником может быть различной и определяется: 1) ус-
ловиями двойникования; 2) природой двойниковых гра-
ниц и прослоек; 3) углом встречи двойников.
Границы двойников могут действовать как барьеры
для скользящих дислокаций. Кроме того, при пересе-
чении скользящих дислокаций с границами двойников
могут образовываться двойникующие дислокации и рас-
пространяться новый двойник. Последний механизм об-
разования новых двойников наиболее вероятен в кри-
сталлах с высокой симметрией.
По данным Дж. Хирта, пересечение двойника сколь-
зящей дислокацией может быть причиной роста (или со-
кращения) двойника. Вследствие того что расщепляю-
щиеся дислокационные реакции, возникающие при этом,
энергетически не выгодны, рост двойника может проис-
ходить только при более значительных по сравнению со
скольжением внешних приложенных напряжениях.
Скользящие дислокации, взаимодействуя с двойником,
может расширить или сузить его границы, преломив-
шись, пройти сквозь двойник, оставив на нем изгибы и
ступеньки. В том случае, когда дислокационные реак-
ции, связанные с этими явлениями, не имеют места, гра-
ница двойника должна действовать как барьер, в резуль-
тате чего образуются скопления. скользящих дислока-
ций, которые приводят к сильному упрочнению и после-
дующему разрушению.
Двойникование может вносить существенный вклад
в общую пластическую деформацию металла. Оценка
10*
147
максимально возможного вклада была выполнена Шми-
дом и Боасом для монокристаллического образца»
По их данным, относительное удлинение 8 при полном
двойниковании монокристалла дается выражением
1 + е = (1 + 2s sin р cos а + s2 sin213)1/2, (85)
где s — элементарный относительный сдвиг при двойни-
ковании; р —угол между осью образца и плоскостью
двойникования; а — угол между осью образца и направ-
лением двойникования.
Для сплавов с о. ц. к. решеткой в случае двойникова-
ния по плоскости {112} величина 8 максимальна при
а=(3=54,7° и равна 41,4%. Итак, минимально возмож-
ный вклад двойникования в процесс пластического де-
формирования может быть достаточно высоким. Реаль-
ный вклад двойникования в процесс деформаций будет
рассмотрен при анализе деформации моно- и поликри-
сталлов (гл. IV и V).
В заключение следует отметить, что двойникова-
ние— важный способ деформации о. ц. к. (особенно при
низких температурах и высоких скоростях деформации)
и г. п. у. металлов. При деформации г. ц. к. металлов этот
процесс не имеет большого значения.
3. СДВИГОВЫЕ МЕХАНИЗМЫ
ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ, СВЯЗАННЫЕ
С ВНУТРИКРИСТАЛЛИЧЕСКОЙ ПЕРЕОРИЕНТИРОВКОЙ
Для пластической деформации скольжением и двойникованием об-
щим являются их дислокационный механизм и однородность де-
формации. Геометрия и дислокационная модель скольжения объяс-
няют поворот осей кристалла в процессе деформации. Теория пере-
сечения двойника скользящей дислокацией — перегибы на
двойниковой границе и ее искажение, при этом общим здесь явля-
ется однородность деформации по всему кристаллу во время сколь-
жения или в двойниковой прослойке при двойниковании. Однако в
деформированных кристаллах распределение дислокаций неравно-
мерное, а возникающие дислокационные сетки и субграницы при
избытке дислокаций одного знака приводят к микроскопической
неоднородности, создавая локальную разориентировку, достигаю-
щую нескольких градусов. При простейших видах деформации (рас-
тяжение, сжатие) возникают значительные разориентировки. Для
неоднородных и неравномерных полей напряжений и деформаций
в макромасштабе (прокатка, кручение, изгиб, црессование и т. п.)
появление существенной разориентировки неизбежно.
Экспериментальным подтверждением разориентировки служит,
в частности, астеризм — явление, наблюдаемое при снятии рентге-
нограмм по методу Лауэ. Недеформированный совершенный кри-
148
г галл дает на лауэграмме систему резких пятен. При равномерной
деформации кристалла (нет избытка дислокаций одного знака)
пятна резкие. Например, при удобном расположении систем сколь-
жения по отношению к внешнему воздействию монокристаллы цин-
ка и кадмия дают резкие лауэграммы при удлинении до 100%. Од-
нако при изгибе растянутых кристаллов (т.^е. при избытке дисло-
каций одного знака) резкие дифракционные пятна на лауэграмме
размываются в дуги. Это есть астеризм, регистрирующий замену
единственной ориентировки скольжения областью' ориентировок,
возникающей в результате неравномерной при изгибе деформации.
Так, в монокристаллах алюминия астеризм начинает наблю-
даться после удлинения на 1%, уже на стадии легкого скольжения,
более сильно он выражен на второй стадии скольжения (см. гл. IV).
Отсюда следует, что при растяжении деформация монокристаллов
в микромасштабах происходит неоднородно.
Для макронеоднородной деформации (прокатка, изгиб и др.)
изменение ориентировки легко выявляется травлением, при котором
области измененной ориентировки выглядят как различно протрав-
ленные полосы.
Кроме разориентировок, связанных с движением дислокаций,
внутри кристаллов часто наблюдаются переориентированные обла-
сти решетки. На микрофотографиях они выглядят в виде полос,
часто называемых деформационным^ полосами. Многие исследова-
тели, изучавшие это явление, давали различные названия и по-раз-
ному трактовали механизм образования этих полос. А. X. Коттрел-
лом и Р. Хоникомбом установлено существование двух главных
типов внутри кристаллической переориентировки решетки и соот-
ветственно этому двух механизмов пластической деформации: сбро-
сообразование и ротационный сдвиг.
СБРОСООБРАЗОВАНИЕ. Сбросообразование при сжатии на-
блюдали на монокристаллах цинка, кадмия, титана; при растяже-
нии — в кристаллах железа, алюминия, олова, цинка, висмута, маг-
ния,-титана, меди и других металлах и сплавах.
По данным Р. Хоникомба и др., стержневидный кристалл кад-
мия или цинка с ориентировкой оси <0001 > почти параллельно оси
стержня при сжатии вдоль этой оси претерпевает локальные изломы
(коленчатые изгибы) в виде полос сброса. А. X. Коттрелл полосы
сброса иногда называет полосами изгиба или полосами перегиба
(рис. 85). Р. Хоникомбом экспериментально установлено, что полосы
сброса образуются постепенно во время сжатия кристалла с одно-
временным увеличением поворота решетки. Угол поворота может
быть или малым (несколько градусов), или большим (до 80°). Сбро-
сообразование легко осуществляется при сжатии в том случае, когда
угол р между плоскостью скольжения (базисной плоскостью) и
осью сжатия находится в интервале 35—24°. Полосы сброса не воз-
никают при Р<2,5°. При Р>24° форма полос сброса выражена не-
четко.
Структура области сброса (рис. 86) представляет собой две
области ADE и CFB сильно искривленной решётки, отделенные од-
на от другой и от недеформированного кристалла четко выражен-
ными плоскостями сброса АВ и CD, состоящими из стенок краевых
дислокаций. Искривленные области ADE и CFB содержат избыток
дислокаций одного знака, поэтому на их лауэграммах наблюдается
заметный астеризм. При отжиге именно в этих областях протекают
процессы полигонизации и рекристаллизации. Собственно полоса
149
сброса состоит из повернутой, но в начале неизогнутой части кри-
сталла ABCD. В процессе деформации эта часть кристалла также
изгибается.
Сбросы на кристаллах железа получаются и при их растяжении
в направлении [111], причем в момент появления прослойки сброса
резко падает напряжение. Границы полос сброса примерно совпа-
дают с плоскостью (111); угол поворота решетки в полосе сброса
относительнб основной части кристалла увеличивается с ростом
деформации. Внутри полосы сброса появляются следы скольжения в
плоскости (112).
Рис. 85. Полосы сброса в кристал-
ле цинка после сжатия
Рис. 86. Схема структуры области
сброса и распределение дислокаций
в кристалле с полосой сброса
Отличительным признаком сбросообразования являются:
1. Поворот кристаллической решетки в полосе сброса вокруг
направления, лежащего в плоскости скольжения и перпендикуляр-
ного направлению скольжения.
2. Граница полос сброса почти перпендикулярна действующим
в матрице плоскостям скольжения.
3. Формирование полосы сброса связано с перемещением крае-
вых дислокаций, причем зарождение дислокаций начинается внутри
будущей полосы сброса, затем одноименные полосы сброса дисло-
кации расходятся, образуя границы полосы сброса.
Сбросообразование как механизм пластической деформации с
описанными выше отличительными признаками объясняет рассмот-
ренные ранее механизмы пластинкования А. В. Степанова, ирраци-
онального двойникования (т. е. двойникования не по кристаллогра-
фическим плоскостям с малыми индексами, <а по произвольным
плоскостям).
Возникновение полос аккомодации (приспособления) также
можно по этим признакам отнести к сбросообразованию. Р. Хони-
150 *
комбом образование полос аккомодации называется аккомодацион-
ным сбросообразованием. Полосы аккомодации прилегают к двойни-
ковым прослойкам, обеспечивая приспособление окружающей
кристаллографической решетки к существованию двойника, компенси-
руя деформацию кристаллической решетки, вызванную образовани-
ем двойника. Приспособление может осуществляться изгибом
плоскостей скольжения или скольжением дислокаций (рис. 87).
Так, при деформации цинка экспериментально^ обнаружено наличие
двух полос аккомодации.
Образование полос деформации, наблюдаемое Е. Пфайлен и
Ч. Барретом на поли- и монокристаллах a-железа, также можно
Рис. 87. Различные схемы приспособления к двойнику аккомодационным сбро-
сообразованием (/ — двойник; 2 — область аккомодации) в кристалле цинка:
а — приспособление к клиновидной двойниковой прослойке изгибом базисных
плоскостей; б — для случая, когда двойник распространился на весь кристалл
с помощью изгиба плоскостей базиса; в'—около двух двойниковых прослоек
при помощи скольжения по плоскости базиса
отнести к механизму сбросообразования. Единственный отличитель-
ный признак от полос сброса в этом случае состоит в том, что сколь-
жение и поворот решетки происходят не в основной части кристалла,
а в будущей и затем сформировавшейся в результате деформации
полосе сдвиги и повороты отсутствуют. Поэтому Моттом был пред-
ложен дислокационный механизм, согласно которому краевые дис-
локации (так же, как и при образовании полос сброса) подходят к
будущим полосам деформации с внешней стороны (при образова-
нии полосы сброса). Два других признака образования полос дефор-
мации остаются такими же, как и для сбросообразования.
Дислокационную модель образования полос деформации или
сброса можно представить в упрощенном виде.
Вызываемые краевой дислокацией касательные напряжения
_____Gb cos 0 cos 29
Т/,е 2л(1—v)’ г
равны нулю при 0 = л/2 и 9 = ±л/4. Для. последнего случая поло-
жению равновесия разноименных дислокаций будет отвечать диа-
гональное положение (см. гл. II). Если внешние напряжения не
превышают максимальных ттах=б?6/8л(1— v)h (/г — расстояние
между плоскостями скольжения), при которых разноименные крае-
вые дислокации проходят одна мимо другой не остановившись в
диагональном положении равновесия, то дислокации остановятся в
151
диагональном положении и далее будут удерживать все движущие-
ся за ними дислокации того же знака. Образовавшиеся дислокации
будут препятствовать также скольжению дислокаций в смежных
плоскостях и способствовать возникновению новых скоплений
(рис. 88). При этом скопления положительных дислокаций выстраи-
ваются в один вертикальный ряд, а скопления отрицательных дис-
локаций — в другой вертикальный ряд,
параллельный первому. Образуется по-
лоса деформаций (описывается механизм
движения дислокаций из основного уча-
стка кристалла к полосе деформации, а
не наоборот, как при образовании поло-
сы сброса), по одну сторону которой
располагаются положительные дислока-
ции, а по другую — отрицательные. При
быстром подходе дислокаций по такой
Рис. 88. Схема образования
полос деформации (полор
сброса) путем^ взаимного
торможения групп разно-
именных дислокаций
схеме можно предположить, что в пере-
ориентированной области возникают
существенные сдвиги и элементами при-
способляемости к ним может быть обра-
зование изогнутых областей ADE и CBF
(см. рис. 86) с частичным распределени-
ем дислокаций в этих зонах и уменьшением их концентраций в стенке.
РОТАЦИОННОЕ СКОЛЬЖЕНИЕ. В отличие от полос сброса,
связанных с искривлением действующих плоскостей скольжения, на-
блюдается незакономерный поворот кристаллической решетки с об-
разованием полос, в которых происходило скольжение по системе
плоскостей, отличной от системы, по которой осуществлялось сколь-
жение в остальных частях кристалла. Эти полосы названы Р. Хо-
никомбом полосами со вторичными сдвигами или полосами вторич-
ного скольжения. Ось поворота решетки в полосе вторичного сколь-
жения перпендикулярна действующим плоскостям скольжения. Та-
ким образом, возникновение полос со вторичными сдвигами (со вто-
ричным скольжением) связано со скольжением по вторичной систе-
ме плоскостей скольжений, сопровождающимся поворотом (ро-
тацией) плоскостей скольжения вокруг нормали к этим плоскостям.
X. Вилман назвал этот механизм пластической деформации ротаци-
Рис. 89. Вторичное скольжение
152
онным скольжением. В отличие от ебросообразования ротационное
скольжение происходит при движении винтовых дислокаций и ха-
рактеризуется тем, что полосы со вторичными сдвигами располагают-
ся примерно параллельно основным следам скольжения (рис. 89).
4. МЕХАНИЗМЫ ДИФФУЗИОННОЙ ПЛАСТИЧНОСТИ
Существенную роль в пластической деформации металлов при высо-
ких температурах играют диффузионные процессы. Роль диффузии —
двоякая. С одной стороны, она может оказывать значительное влия-
ние на сдвиговые механизмы пластической деформации, с другой —
диффузионные процессы могут вызвать самостоятельное проявление
пластического течения. Поэтому механизм диффузионной пластич-
ности представляет собой механизм остаточного изменения формы
благодаря диффузионным процессам.
Приведем несколько примеров косвенного влияния диффузии
па пластическую деформацию.
1. Диффузия вызывает неконсервативное движение дислокаций
благодаря направленному притоку вакансий в зону сжатия или дис-
лоцированных атомов в зону растяжения. В обоих случаях дисло-
кация будет переходить из одной плоскости скольжения в другую,
параллельную первой, при этом возможно скольжение как по новой
плоскости, так и по прежней, если оно по каким-либо причинам бы-
ло заторможено. В этом случае в прежней плоскости скольжения
источник дислокаций «освобождается» и начинают генерировать но-
вые дислокации.
2. Диффузия вызывает перемещение или растворение препятст-
вий в окружающей матрице, освобождая путь для движения дис-
локаций. Таким препятствием могут быть точечные дефекты,
подвижность которых сильно увеличивается с повышением температу-
ры. При высоких температурах благодаря диффузионным- процес-
сам возможна коагуляция — укрупнение больших частиц за счет
растворения мелких или сфероидизация — приобретение включения-
ми избыточной фазы округлой формы из первоначально вытянутой.
Сфероидизация и коагуляция приводят к уменьшению протяжен-
ности межфазных границ, освобождая дислокации от закрепления
и увеличивая длину их свободного пробега.
3. При повышенных температурах проходят первичная и соби-
рательная рекристаллизации, восстанавливающие структуру"до де- л
формации, обеспечивая тем самым дальнейшее протекание пласти-
ческой деформации.
Кроме факторов, влияющих на пластичность металла благодаря
диффузии при повышенной температуре, сама температура также
существенно влияет на сдвиговые процессы. Так, с повышением
температуры увеличивается число систем скольжения, облегчается
поперечное скольжение. В г. *п. у. решетке, например, скольжение
начинает интенсивно развиваться по пирамидальным, плоскостям, а
эти системы скольжения весьма удобны для множественного и
с ножного скольжения без существенного наклепа.
Перечисленные выше явления, несмотря на их важность и весь-
ма высокую, а иногда и основную' долю, вносимую в общую де-
формацию моно- и поликристалла, не относятся к собственно меха-
низмам диффузионной пластичности.
В поле упругих напряжений протекает направленная диффузия,
153
т. е. перемещение атомов происходит избирательно — в направлении
наибольших сдвиговых деформаций (утах) или наибольших
касательных напряжений (tmax) перемещения будут наиболее интен-
сивными (рис. 90, а). Вакантное место w будет замещаться ато-
мом 1 (рис. 90, а); вновь образовавшееся вакантное место заме-
щается атомом Рит. д., т. е. возникнут ориентированный поток
вакансий в направлении, противоположном максимальным касатель-
ным напряжениям, и поток атомов в направлении максимальных
касательных напряжений.
Рис. 90. Направленное диффузионное
перемещение вакансии w в поле при-
ложенных касательных напряжений (а);
схема образования направленного рас-
твора (б и в) в поле напряжений а
(X —- атом внедрения в а-железе)
5 4 J 2 1
--И/
ОООООХО
0 0 0 0-0 0 0
----г
а
После снятия напряжений процесс направленного перемещения
атомов и вакансий приостанавливается и заменяется обычной диф-
фузией (самодиффузией), протекающей одинаково интенсивно во
всех направлениях.
Один из механизмов пластической деформации при наличии
диффузии связан с направленным перемещением атомов внедрения в
поле приложенных напряжений. В напряженной кристаллической
решетке атомы внедрения располагаются в междоузлиях неупорядо-
ченно. Например, атомы углерода, входящие в твердый раствор
a-железа, располагаются в центре граней или в середине ребра ку-
ба (90, б). До приложения нагрузки все ребра и грани куба равно-
ценны. При наличии упругих напряжений о эта равномерность на-
рушается (рис. 90, а) и растворенные атомы скапливаются преиму-
щественно на растянутых ребрах. Создается различие в растворя-
ющей способности решетки по разным направлениям.
Итак, до приложения напряжения было статистическое распре-
деление растворенных атомов (атомы внедрения или замещения) в
решетке металла-растворителя (ненаправленный твердый растёор).
После приложения напряжений образуется твердый раствор с преи-
мущественным расположением растворенных атомов в соответствии
с деформацией кристаллической решетки. Образование такого твер-
дого раствора неизбежно сопровождается формоизменением кри-
сталлической решетки и деформацией всего образца. Если есть при-
чины для фиксации образовавшегося твердого (условно назовем
направленного) раствора вследствие блокирования такдй решетки
154
дислокациями или границами зерен, возникает направленная пла-
стическая деформация.
Рассмотренный механизм пластической деформации благодаря
образованию направленного раствора внедрения или замещения ис-
пользуют для объяснения релаксации напряжений в металлах, т. е.
(Нижения величины напряжений во времени o=o(t) благодаря пе-
реходу части упругой деформации в пластическую и при заданной
и постоянной общей деформации s = const. В случае s=const при
образовании направленного раствора возникают остаточные дефор-
мации 8о при условии, что сумма упругих 8е и остаточных деформа-
ций остается постоянной: 8o+se=8=const. Снижение 8е приводит
Рис. 91. Релаксационная кривая (а) и зависимость деформации
(8) от времени с участком последействия dd', демонстрирующая
неупругость, связанную с диффузией
к уменьшению уровня упругих напряжений, под действием кото-
рых понижается скорость образования направленного твердого
раствора, в результате чего напряжения снижаются по экспоненци-
альному закону (рис. 91, а).
Если нет причин для фиксации твердого раствора, то после
снятия нагрузки (напряжения) все напряжения в кристаллической
решетке становятся равноценными, и возникшая остаточная дефор-
мация исчезает. Действительно, если образец нагрузить постоянно
приложенным напряжением при деформациях порядка 10-5, возни-
кает упругая деформация 8е (рис. 91, б, участок ab). С течением
времени деформация увеличивается (участок bb') при постоянном
снижении скорости деформации. Этот рост деформаций на величину
8а связан с диффузионным процессом образования направленного
раствора. Величина &а — неупругая деформация. После снятия
напряжений упругие деформации 8е снимаются (рис. 91, б, линия
cd), а затем медленно изменяющаяся во времени неупругая дефор-
мация. вследствие равноценности всех направлений при диффузии
возвращает образцу первоначальную длину. Изменение деформаций
на участке dd' с последующим восстановлением размеров образца
носит название последействия. Последействие наблюдается не толь-
ко при деформациях порядка 10-5, но и при наличии v остаточных
деформаций. В этом случае снижение деформации dd' на вели-
чину 8а не будет полностью восстанавливать размеры образца1.
1 Последействие dd' иногда, особенно в реологии, связывают с
«памятью» металла о его состоянии в точке а (см. рис. 91,6), т. е.
до деформирования.
155
Рис. 92. Направленные пото-
ки вакансий при деформации
зерна (о —• приложенные на-
пряжения)
Явление неупругости и испытания по схеме рис. 91,6
П. Шьюмен использовал для определения коэффициента диффузии
растворенного или внедренного вещества по скорости уменьше-
ния 8а.
На основе направленных вакансионных потоков в работах Френ-
келя, а затем Набарро и Херринга были предложены модель и ме-
ханизм внутризеренной диффузионной пластичности1. Здесь исполь-
зуется известный факт о том, что диффузионные процессы особенно
интенсивно протекают по границам зерен, т. е. в местах с наиболь-
шим искажением кристаллической ре-
шетки. Границы зерен являются источ-
никами и стоками направленного движе-
ния вакансий в поле приложенного на-
пряжения, причем поток вакансий идет
через объем зерна и направлен от по-
перечных границ к продольным (рис. 92),
а поток атомов движется в противопо-
ложном направлении. Происходят мас-
соперенос и пластическое течение. Эти
потоки приводят к удлинению зерна в
продольном направлении и сокращению
в поперечном, поскольку объем зерна
остается неизменным. Вследствие низкой
подвижности границ зерен формоизме-
нение зерна фиксируется, а деформации
становятся необратимыми. Этот меха-
низм пластической деформации исполь-
сех временных процессов: релаксации,
последействия и ползучести2
Диффузионно-дислокационные механизмы пластической дефор-
мации связаннее направленной диффузией в поле упругих напряже-
ний дислокаций, дислокационных сплетений и их комплексов.
Кроме переползания (неконсервативного движения) дислокаций,
при наличии диффузии возможны и другие процессы. Вследствие
пересечения движущихся дислокаций или при прохождении дислока-
ций через лес на дислокационных линиях образуются ступеньки. Для
винтовых дислокаций движение ступенек является неконсерватив-
ным и сопровождается образованием вакансий, которые сдержива-
ют движение дислокаций со ступеньками до тех пор, пока не появ-
ляется возможность для их исчезновения. Здесь механизм пласти-
ческой* деформации, контролирующий ее скорость, по-прежнему
связан со скоростью диффузии вакансий, и энергия активации
пластической деформации равна энергии активации самодиффузии.
Вследствие наличия поля напряжений вокруг дислокации диф-
фузия вакансий вдоль дислокации происходит с большей скоростью,
чем в основной массе. В этом случае облегчаются переползание,
зарождение и движение ступенек путем «питания» их вакансиями.
зуется для объяснения
1 Часто^ этот механизм называют диффузионной ползучестью,
для которой характерна совокупность различных механизмов, рас-
сматриваемых в следующем разделе этой главы.
2 Ползучесть — процесс перехода части4 упругой деформации в
пластическую, т. е. увеличение суммарной деформации во времени
[е=е(/)] при постоянном уровне напряжений (cr=const).
Механизм пластической деформации путем диффузии по дисло-
кационным трубкам (т. е. вдоль дислокации) объясняет повышен-
ную подвижность одиночных и парных перегибов под действием
приложенных напряжений, что способствует более интенсивному
скольжению в результате преодоления барьера Пайерлса.
В частности, для случая перегиба на винтовой дислокации под
действием внешней силы F возникают сопротивляющиеся ей напря-
жения о» в плоскости скольжения в направлении Ь.
В этом случае сила, действующая на перегиб вдоль дислокации,
F п = сгбд. (86)
Используя соотношение Эйнштейна, связывающее скорость v
направленного при диффузии дрейфа дефекта с силой Г;
u = DF/(A>T), . (87)
находим, что скорость движения перегиба вдоль дислокации
vn = Dnobn/(kT)f , (88)
где £)n~va2exp[—Qn/(&r)]—коэффициент диффузии перегиба (v~
-1012—1013 с”1 — частота попыток для скачка в определенный узел):
а — длина скачка; Qn — энергия активации для движения перегиба.
Скорость деформации для перегиба шириной А из (88)
t = vQ/k = Dnoba/(MT), (89)
причем с повышением температуры скорость деформации увеличи-
вается.
Диффузионно-дислокационные механизмы объясняют ряд явле-
ний, характерных для металлов: зуб текучести, деформационное
(дарение, синеломкость. Объясняются эти явления наличием необра-
тимых деформаций благодаря направленной диффузии атомов, об-
разующих твердый раствор в поле напряжений вокруг дислокации.
Приток этих атомов уменьшает напряжения вокруг дислокации и,
следовательно, энергию дислокации. Энергия взаимодействия дисло-
кации с атомом, образующим твердый раствор и отстоящим от цент-
ра дислокации на расстоянии с координатами г, 0, равна
£тв.р = 40^8 (R3 sin 0)/г,
где 8= (R'—R)/R и 7?' — радиус чужеродного атома.
Для a-железа, например, величина £тв-р равна 0,5—1,0 эВ. Эта
энергия является движущей силой образования «облака» из раст-
воренных вокруг дислокации атомов. При этом средняя концентра-
ция со будет изменяться по закону с=соехр(ЕтВ.р/^Л до тех пор,
пока с изменением концентрации будет изменяться Втв.р. При ком-
натной температуре ЕТв-р^#7 и «облако» пересыщается чужерод-
ными атомами. При скольжении дислокации «облако» ^может пере-
мещаться лишь путем диффузии, поэтому при комнатной температуре
«облака» тормозят движение дислокаций. При низких напряже-
ниях скорости перёдвижения дислокаций могут быть соизмеримы
со скоростью диффузии и двигаться совместно с «облаками». При
больших, напряжениях, когда облако отстает от дислокаций, послед-
ние могут вырываться из «облаков», приобретая подвижность. Зуб
текучести (см. гл. II) объясняется наличием этих «облаков», назван-
ных облаками Коттрелла. Используя механизм образования облаков
156
157
Коттрелла, Набарро разъясняет явление синеломкости1. При сред-
них скоростях диффузии, меньших скорости движения дислокаций,
дислокации не могут вырваться за пределы «облака». Эти скорости
диффузии получили название «критических». Дислокация при своем
движении тянет за собой «облако» примесей. При этом движение дис-
локаций существенно затруднено, следствием чего является повыше-
ние временного сопротивления и предела текучести, а также снижение
пластичности. С повышением температуры подвижность «облака» уве-
личивается, а пластичность растет. При ударных испытаниях крити-
ческая скорость передвижения облака из-за большой скорости дефор-
мации должна перемещаться в область более высоких температур,
т. е. повышается температурный порог хрупкости. Эксперимент под-
тверждает это: синеломкость при ударных испытаниях низкоуглеро-
дистых сталей наблюдается в диапазоне 400—500° С.
5. МЕХАНИЗМЫ ЗЕРНОГРАНИЧНОЙ
ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ
Зернограничное проскальзывание — механизм пластиче-
ской деформации, присущий поликристаллам. Микроме-
ханизм зернограничного проскальзывания до конца не
выяснен. Гипотеза вязкого течения путем скольжения
по границам зерен, основанная на теории аморфного
строения границ и на экспериментах по внутреннему тре-
нию, не получила подтверждения.
Температура равной прочности границ и тела зе-
рен —эквикогезивная температура — составляет при-
мерно 0,4 Тпл. При Т<0,4 Тпл границы зерен несколько
прочнее их тела, при Г >0,4 Гпл— наоборот. Из этого
следует, что силы межатомной связи в границах (следо-
вательно, и межатомные расстояния) должны быть ве-
личинами того же порядка, что и в теле зерна. В связи
с этим современная теория зернограничных процессов
пластической деформации основана на современных
представлениях о строении межзеренных границ, согла-
сующихся с экспериментальными данными.
СТРОЕНИЕ МЕЖЗЕРЕННЫХ ГРАНИЦ. Границы
зерен вследствие различия в силах межатомной связи по
обе стороны от них, вызванного разной атомной струк-
турой соприкасающихся плоскостей соседних зерен, об-
ладают повышенной энергией по сравнению с объемом
1 При статических испытаниях стали в интервале 250—300° С
наблюдается существенное снижение пластичности металла, восста-
навливаемое при более высоких температурах. При /=250—300° С
вследствие окисления образуется синяя радужная окраска — цвета
побежалости. Потеря пластичности при этих температурах названа
синеломкостью.
158
юрпа. Избыточная энергия атомов на границах (зерно-
। рапичная энергия Е3.г) аналогична повышенной поверх-
ностной энергии Еп, которая представляет собой работу,
1нтрачиваемую на образование единицы площади новой
поверхности. Причина возникновения повышенной по-
верхностной энергии — различие в силах межатомной
< вязи атомов по обе стороны поверхности раздела. От-
ношение Es,r/Ea для большинства металлов равно 0,25—
0,4, а величина Е3,г может на порядок превышать энер-
। пю когерентной двойниковой границы £дв, что свиде-
тельствует о существенной подвижности границ зерен.
Дислокационное строение границ зерен различается
по виду соприкосновения зерен и субзерен, характеризу-
ется их размерами и величиной разориентации (табл. 7).
Граница субзерен представляет собой поверхность со-
пряжения двух практически неискаженных кристаллитов
(см. рис. 21, АС — след 8 на рис. 23). Одни атомы та-
кой границы могут принадлежать обеим решеткам (об-
ласть «хорошего сопряжения»), другие ни одной из них;
могут быть также пустые или сжатые области «плохого
сопряжения» Г Ширина последней не превышает 1—2
межатомных расстояний.
Тип описанной границы определяется ориентацией
поверхности по отношению к одному из двух кристаллов
[две степени свободы, определяемые углом <р (см. на-
пример, рис. 23)] и минимальным углом поворота, необ-
ходимым для совмещения двух решеток (три степени
свободы для трех углов 0Ь 02, 0з). По В. Т. Риду, грани-
цы с пятью степенями свободы являются очень слож-
ными и в большинстве случаев ограничиваются анали-
зом наиболее простых границ с одной (см. рис; 21, так
называемые симметричные дислокационные границы на-
клона) или двумя (см. рис. 23) степенями свободы, на-
зываемыми симметричными границами кручения. Осо-
бенность симметричных дислокационных границ накло-
на и кручения — отсутствие дальнодействующих полей
напряжений, т. е. с удалением от границы напряжения
резко уменьшаются.
Для простой границы с одной степенью свободы Рид
н Шокли дали решение для зависимости удельной по-
верхностной зернограничной энергии от угла разориента-
1 В литературе для обозначения областей «хорошего сопряже-
ния» и «плохого сопряжения» встречается термин границ «хорошего»
и «плохого соответствия».
159
Таблица 7
Строение межзеренных границ
Элементы структуры Размер, мм Угол взаим- ной разориен- тировки, град Диел окационная структура границы и модели границ зерен Степень сво- боды
Субзерна . . . . Зерна поликри- сталла малоугло- вые: ю-5— 10~3 5—2 Дислокационная стенка из одноименных дисло- каций (см. рис. 21) Одна
симметричные . несимметрич- io-3 и более Менее 5 То же »
ные Зерна поликри- сталла больше- ю-3 и более 5—15 Дислокации с некомпла- нарными векторами Бюргерса (см. рис. 23) Две
угловые . . . . ю-3 и более 12—25 Модели: 1. Островковая Мотта с границами хо- рошего и плохого соот- ветствия 2. Узлов совпадения с особыми (специальны- ми) и случайными (про- извольными) границами1. 3. Структурных единиц или «сегментов» повто- ряемости». 4. Зерногра- ничных дислокаций Пять
1 Особые границы носят название частично сопряженных или границ ча-
стичного сопряжения. Встречается название границы «сверхрешетки».
ции суммированием полей напряжений дислокаций, вы-
строенных в стенку:
£зг = £О0(Л —1п0), (90)
где ZJq—&То/2; T0=G/[2n(1 — v)};, А = 1-}-1п 0т; От —
константа.
Первый член уравнения (90) Е0ВА содержит величи-
ну упругой энергии дислокации Ео, пропорциональную
плотности дислокаций \/h — Olb, и показывает пропор-
циональное увеличение энергии с ростом угла разориен-
тации 0. Второй член 0£oln0 указывает на то, что с рос-
160
том угла 0 и уменьшением расстояния h между дисло-
кациями в стенке поле сжимающих напряжений одной
дислокации накладывается на поле растягивающих на-
пряжений соседней, что приводит к компенсации напря-
жений и уменьшению энергии границы (рис. 93, а) .
Ез.г/Ет Ез.Н Ет
Рис. 93. Зависимость свойств границ зерен от угла разориентации:
а — сравнение теоретической формулы (90) с данными эксперимента; >5 —
Е3>г(6) при больших углах разориентации вокруг <011> для алюминия; в—
подвижность границ зерен при различных температурах; г — скорость гранич-
ной диффузии при разориентации вокруг <011> в алюминии
Для границ с двумя степенями свободы вид уравне-
ния (90) сохраняется, однако Eq и А зависят от cosq>=
— а и sin <р=с:
Ео = О,5то b (а + с); А = Ао — ас (a In а + с In с)/(а + с).(91)
Выражения (91) при ф=0 или л/2 принимают значе-
ния для простых границ с одной степенью свободы. .
Кривая £3.г(0) (90) имеет максимум, зависимый толь-
11—790 161
ко от энергии ядра дислокации Ет—Е0От при 9т —
=ехр(Л— 1), или In 0m = Л— 1. В безразмерных еди-
ницах (90) имеет вид
£з.г/£т = [1-1п(0/0т)]0/ет.
(92)
Удовлетворительное соответствие теории с экспери-
ментом (см. рис. 93) наблюдается для многих металлов:
0m=35-j-45° (Си); 0то=254-36° (Fe—Si; Ag и Pb); 0m=
= 12°(Sn).
Как видно из этих данных и рис. 93, а, уравнения для
малоугловых границ (90) и (92) достаточно хорошо со-
гласуются с экспериментом для границ с углом разори-
ентации О<0т; 0т достигает довольно больших значе-
ний. Однако для 0>0т экспериментальные точки не
ложатся на теоретическую кривую Рида — Шокли. При
этом установлено, что такие
свойства границ зерен, как
их подвижность (рис. 93, в),
скорость диффузии (рис.
93, г), изменяются немоно-
тонно в зависимости от уг-
ла разориентации 0, что
дало основание объяснить
сложный характер зависи-
мости Е3.Т (0) при больших
углах разориентировки
(см. рис. 93,6). Изученные
свойства границ зерен (см.
рис. 93, виг) изменяются
наиболее существенно в
Рис. 94. Температурная зависимость
подвижности границ наклона в алю-
минии для разных углов поворота
(указаны на кривых) вокруг <100>
случае разориентаций, соответствующих двойнико-
вым. Подвижность двойниковых границ и гра-
ниц, очень близко ориентированных зерен, как установи-
ли Бюргерс и Лакомб, обладают наименьшей подвижно-
стью. Швиндлерманом и др. установлено, что подвиж-
ность границы М от температуры в координатах 1g Л! —
(1/7) (рис. 94) носит устойчивый линейный характер*
при любых исследованных углах разориентации, что сви-
детельствует об активационном характере процесса. Од-
нако зависимости Л4(0) и Q(0) (Q — энергия актива-
ции процесса) имеют существенно немонотонный харак-
тер с наличием многих экстремумов (подробно ем. рис.
93).
Для решеток разного типа максимальная скорость
миграции наблюдается при различных ориентациях ме-
жду соседними зернами; в г. ц. к. металлах при разори-
ептации вращением на 20 и 30—40° вокруг <001>. Ми-
нимальная подвижность соответствует вращению на 60°
вокруг < 111 >.
qQ?oQ9ooP
Рис. 95. Взаиморасположение ато-
мов в плоскостях {1П}, принадле-
жащих двум г. ц. к. решеткам, по-
вернутым одна относительно другой
вокруг <111> на 38,2°, и атомная
структура границы между кристал-
лами, развернутыми друг относи-
тельно друга на 38°:
а — изменение позиции атомов,
обеспечивающие уменьшение сво-
бодной энергии; б — кристаллиты
смещены друг относительно друга;
в — кристаллиты сближены до об-
разования узлов (мест) совпаде-
ния, но позиции, занимаемые атома-
ми в неискаженной решетке, сохра-
нились неизменными (б)
Если совместить решетки двух идентичных кристал-
лов и затем вращать одну относительно другой вокруг
определенных кристаллографических направлений, то
при некоторых значениях угла поворота часть атомов в
обеих решетках будет занимать общие позиции, назы-
ваемые «узлами совпадения» (местами совпадения).
Чш общие позиции образуют трехмерную «сверхрешет-
ну», В частности, «сверхрешетка» получается вращением
одной г. ц. к. решетки относительно другой вокруг обще-
ю направления < 111 > на угол 38,2°. В этом случае
Положение каждого седьмого атома в новой ориентиров-
м* совпадает с положением до поворота (рис. 95,а),
II* 163
Таблица 8
Степень несовпадения узлов S и углы 0ВЗ взаимной разориентации
в о. ц. к. и г. ц. к. решетках
Ось поворота 0ВЗ S Ось поворота 0ВЗ S
<юо> 36,9 5 <2П> 180 3
28,1 5 101,6 5
22,6 5 135,6 7
<110> 70,5 3 <зп> 146,4 3
38,9 9 154,2 5
50,5 И 67,1 9
<111> 60,0 3 <411> 180 9
38,6 7 129,6 11
т. е. каждый седьмой атом будет принадлежать обеим
решеткам. При этом остальные атомы перемещаются на
расстояния, меньшие межатомных. Такая граница, об-
разующая «сверхрешетку (или решетку узлов совпаде-
ния), носит название границы частичного сопряжения).
Характеристикой «сверхрешетки» является число узлов
в основной решетке, приходящихся на один узел совпа-
дения. Для рис. 95, а эта характеристика, называемая
степенью несовпадения узлов, 2 = 7; наименьшее значе-
ние 2 = 3. Величины 2 и ^0ВЗ — взаимной разориента-
ции— зависят от типа кристаллической решетки и
различны для разных осей поворота (табл. 8). Минималь-
ному значению соответствует наименьшая энергия гра-
ницы. Двойниковые границы относятся к границам с на-
именьшим значением 2, энергия такой границы мала и
составляет 0,03—0,10 энергии «случайных» большеугло-
вых границ и поэтому является практически неподвиж-
ной. Энергия границ частичного совпадения большеугло-
вых границ составляет 0,2—0,25£п [10й}, случайных гра-
ниц 0,32 Еп {юо}(^п {юо}—поверхностная энергия плоско-
сти {100}).
Дальнейшим развитием модели узлов совпадения, *
для которой делается четкое разграничение особых
(«специальных») границ от случайных («произволь-
ных»), является модель границ зерен, состоящих из
структурных единиц или «сегментов повторяемости».
Как и ранее, в основе этой концепции лежит'факт о
том, что прочность межатомных связей атомов, распо-
ложенных в границе, имеет величину того же порядка,
что и в объеме кристалла. Поэтому атомы на границе
«'рна должны располагаться таким образом и на таких
расстояниях, чтобы обеспечивались минимум энергии
и высокая прочность границ. В этом случае структура
границы, отвечающая минимуму свободной энергии (рис.
95,6), состоит из периодически расположенных групп
атомов. Такая структура получается из идеальной исход-
ной в результате небольшого смещения одного кристал-
лита относительно другого с последующим небольшим
(мощением отдельных атомов в самой границе. Эти груп-
пы включают в себя небольшое число атомов и носят
название структурной единицы или сегмента повторяе-
мости (рис. 96,а, б). При отклонении от идеальной ори-
ентировки граница состоит из смеси сегментов повто-
ряемости в определенной пропорции. Такая модель слу-
чайных («произвольных») границ зерен дает объяснение
тому факту, что свойства границы меняются постепен-
но, а не скачком по мере отклонения ориентировки от
Рис. 96. Сегменты повторяемости (струк-
турные единицы):
« — для ориентировок 28,1 и 36,9 град; б —
построенная из сегментов повторяемости
различных типов структура границы с уг-
лом разориентировки, не отвечающим иде-
альным условиям узлов совпадения; в —
схема зернограничной дислокации
в
164
165
особой («специальной»). Такое построение случайных
границ вызывает возникновение дальнодействующих по-
лей напряжений в результате упругих искажений (де-
формаций) в районе отдельных сегментов повторяемо-
сти. Дальнодействующие поля напряжений играют важ-
ную роль во взаимодействии случайных границ. Эта
модель объясняет причины повышенной концентрации ва-
кансий на границе.
Дальнейшим развитием теории строения границ зе-
рен является установление факта существования на гра-
ницах зерен, включая и большеугловые, зерногранич-
ных дислокаций (рис. 96, в). В этом случае граница
зерна состоит из участков мест совпадения и зерногранич-
ных дислокаций (ЗГД), Зернограничные дислокации
могут быть подвижными и сидячими. Подвижные ЗГД
могут перемещаться вдоль границы и играют важную
роль в зернограничном проскальзывании. Скорость тако-
го проскальзывания увеличивается с ростом плотности
ЗГД. Наличие ЗГД подтверждается электронномикро-
скопическими исследованиями границ специально выра-
щенных бикристаллов.
Наиболее ранняя дислокационная теория строения
границ зерен может быть использована также для объ-
яснения особенностей деформации поликристаллов.
В частности, модель границы зерна Мотта предусматри-
вает, что в границах с большими углами разориентации
дислокации располагаются так близко, что их индивиду-
альные особенности стираются и дислокации уже нель-
зя рассматривать как самостоятельные дефекты. Поэто-
му островная модель большеугловой (0>1О4-15°) гра-
ницы Мотта предполагает, что границы зерен состоят из
островков хорошего соответствия, разделенных областя-
ми с сильно нарушенной структурой.
Таким образом, теория дислокационного ч строения
границ зерен предполагает, что структура границ зави-
сит от угла разориентации, следовательно, и свойства
границ зерен (в частности, энергия границ) также дол-
жны зависеть от этих углов. Эксперименты подтверж-
дают этот факт, доказывая тем самым дислокационную
природу границ зерен.
Химические свойства границ зерен зависят от их
структуры и угла разориентации:
1. Межзеренные границы имеют повышенную хими-
ческую травимость, причем скорость травления границ
166
н рен с увеличением чистоты металла не уменьшается,
I г. примеси для травимости играют второстепенную
роль.
2. Скорость травления тем выше, чем больше угол
ризориентации двух соседних зерен.
3. Субграницы с малым углом разориентации прояв-
пиотся при травлении не в виде сплошных линий, как
но имеет место при травлении межзеренных границ, а
состоит из отдельных ямок (фигур) травления. Их плот-
ность зависит от взаимной ориентации субзерен, а рас-
сгояпие между ямками совпадает с расчетными значе-
ниями для расстояния h (см. рис. 21) в стенке дислока-
ции, из которых состоит стенка субзерна.
Преимущественная диффузия по границам зерен так-
же зависит от их структуры, так как установлено,
•по:
1. Коэффициент диффузии поликристалла превышает
коэффициент диффузии монокристалла одного и того же
металла при температурах Т<0,75 Тпл, причем коэффи-
циент диффузии поликристалла возрастает с уменьше-
нием размера зерна.
Коэффициент диффузии вдоль границы зерна О3.г,
но крайней мере, в 104 раза больше коэффициента диф-
фузии D3 в объеме зерна.
Энергия активации при диффузии по границам зерен
/’,1.г приблизительно в два раза меньше энергии актива-
ции Е3 в объеме зерна, поэтому D3.T с понижением тем-
пературы уменьшается медленнее, чем D3, и относитель-
ный вклад диффузии по границам зерен возрастает при
более низких температурах. Это характерно для всех
(метем.
2. Диффузия по границам зерен существенно,зави-
сит от угла разориентации смежных зерен (рис. 97, а).
3. Анизотропия диффузии, выраженная отношением
коэффициента самодиффузии вдоль дислокационных
। рубок (Рп) к коэффициенту диффузии перпендикуляр-
но дислокационным трубкам (D ±), который зависит от
расстояния между дислокациями, т. е. от угла разориен-
1ЛЦНИ, также является функцией угла разориентации
(см. рис. 97, б).
Сегрегация примесей на границах (рис. 97, в) раз-
лична для мало- и большеугловых границ, свидетельст-
нуя о различии в структурах этих границ. Повышенная
сегрегация для большеугловых границ связана с обра-
167
зованием областей с сильными нарушениями на грани-
цах.
Разрыв по границам зерен при температуре плавле-
ния (оплавление границ) при 0<0т не обнаруживает-
ся, и отделение образца (т. е. разрушение) происходит в
сечениях, не связанных с границей зерна. При 0>0т,
т. е. для границ с большой разориентацией, разрыв всег-
да происходит по границе.
Рис. 97. Зависимость от угла разориентации зерен 0:
а — глубины диффузии серебра по границам меди для различных на-
правлений ф в плоскости границы; б — анизотропии самодиффузии в
бикристалле серебра; в—равновесной концентрации атомов полония
в границах сплава РЬ—Bi
Все эти факты свидетельствуют о том, что пластиче-
ское течение по границам зерен является также струк-
турно чувствительной характеристикой и должно сильно
изменяться в зависимости от угла 0.
ДВИЖЕНИЕ ГРАНИЦ ЗЕРНА ПОД ДЕЙСТВИЕМ
НАПРЯЖЕНИЙ. МЕЖЗЕРЕННОЕ ПРОСКАЛЬЗЫВА-
НИЕ. Существуют два механизма движения границ на-
клона зерен с малыми углами и одной степенью свобо-
ды под действием напряжений: 1) одновременное дви-
жгпие всех дислокаций границы в своей плоскости
скольжения: 2) движение дислокаций нормально к пло-
iкости скольжения (переползание), связанное с диффу-
зионными перемещениями и «вязким» поведением гра-
ниц.
Оба процесса приводят к перемещению границы как
единого целого параллельно своему первоначальному
положению. Итогом перемещения является макроскопи-
ческая деформация у = 0 (рис. 98, а), однако первый ме-
ханизм— атермический, а второй осуществляется при
<\i
т,МПа
25 г 0,35
% 15 - 0,21 -
ь
20
-0,28
-0,1k
-0,07
0,5 1,0 е°
О
I'iif. 98. Движение малоугловой границы зерна под действием напряжения т:
и схема движения границы с одной степенью свободы; б — изменение на-
пряжения т и скорости перемещения границ и от угла разориентировки 0
нысоких температурах. При этом критическое напряже-
ние с увеличением 0 возрастает (рис. 98,6). Если в пло-
скости скольжения и в направлении скольжения дисло-
кации действует напряжение т, то сила, действующая на
единицу длины дислокации, равна т&. Эта сила нап'рав-
'iriia по нормали к границе. Суммированием всех сил по-
мучают давление Р на границу, равное произведению
ib на плотность дислокаций 0/&. Давление Р=т0 стре-
мится сдвинуть границу (рис. 98, а) посредством чистого
। кольжения. Работа, производимая напряжением т на
единицу объема, описываемого.границей в ее движении,
ыкже равна т0. Направление движения границ меняет-
ся при изменении знака напряжений, причем величина
i рнтнческого напряжения уменьшается при изменении
знака действующего напряжения. Это явление, анало-
iimiioe эффекту Баушингера 1 для монокристаллов, свя-
зано с тем, что обратное движение дислокаций по прой-
1 См. с. 235.
168
169
денному пути осуществляется легче, чем прямое. При по-
стоянном' напряжении скорость движения границ тем
больше, чем меньше угол разориентации границы (рис.
98,6).
Для границы с двумя степенями свободы (см. рис.
23) дислокации при чистом скольжении в своих плос-
костях расходятся от границы.
Поэтому возможны некоторые частные случаи дви-'
жения границы. Например, при ф=45°, если дислокации
J_ в части кристалла СЕА скользят вправо, а в части
СВА дислокации f— скользят вверх на одинаковое рас-
стояние, то вся граница смещается вправо чистым сколь-
жением.
Равномерное движение границы с двумя степенями
свободы без их расщепления возможно не только благо-
даря скольжению дислокаций в своих плоскостях, но и
нормальному смещению их из своих плоскостей, т. е. пе-
реползанию с участием диффузионных процессов. При
этом скользящая дислокация является источником или
местом стока вакансий и атомы будут двигаться от края
сокращающейся плоскости к растущей экстраплоскости
вследствие диффузии вакансий в противоположном на-
правлении. Последующие положения границы зерна оп-
ределяют: 1) величину макроскопической деформации;
2) движущие силы диффузии вакансий от одной серии
дислокаций к другой. Такое усложненное равномерное
движение дислокаций с участием диффузионных процесс
сов приводит к снижению скорости движения границ, ко-
торая зависит от структуры самих границ, т.е. от углов
разориентации зерен. Снижение скорости движения дис-1
локаций и ее зависимость от угла разориентации объяс-
няют вязкие свойства границ зерен. Движущей силой
диффузии при таком перемещении границ зерен, по
В. Риду, являются приложенные напряжения, т.е. дав-
ление на границу, равное, как и для первого случая,
Р=т6.
Подвижность границы зерна как дефекта, точнее ско-
рость ее миграции, может быть определена из соотноше-
ния Эйнштейна:
V = Da FI(kT) = Р0.д F [exp (- EJkT^kT),' (93)
где F — малая сила, действующая на дефект в направ-
лении его дрейфа, в данном случае Р; Еп — энергия миг-
170
рации дефекта; Од=О0.дехр(—EJkT) — коэффициент
диффузии дефекта, О0.д — константа.
Величина E^EV (Ev — энергия объемной самодиф-
фузии) и сильно зависит от содержания примесей. Для
очень чистых кристаллов и при высоких температурах,
когда влияние примесей незначительно, ЕД<^ЕЪ и мож-
но принять, что Ед^Е3.г (Е3'Г — энергия активации са-
модиффузии по границам зерен). Формула (93) может
быть использована для оценки подвижности границ с ма-
лыми и большими углами разориентации 0, причем
D=D(B) и£д=Ед(0).
Границы с малыми углами 0 менее подвижны, чем с
большими. Скорость проскальзывания по границе с боль-
шим углом примерно в 10 раз больше, чем с малым уг-
лом. Большеугловые границы более подвижны в связи
с тем, что содержат повышенную концентрацию вакансий.
Подвижность границ с большими углами демонст-
рируется хорошо известным фактором: при рекристалли-
зации быстрее всех растут зерна, повернутые на значи-
тельные утлы. Например, для г. ц. к. металлов при пово-
роте на угол 30—40° вокруг оси [111] по отношению
к своим соседям наблюдается отличие текстуры рекри-
сталлизации от текстуры деформации. Согласно теории
большеугловых границ Мотта межзеренное проскальзы-
вание, т. е. относительное движение двух кристалличес-
ких поверхностей, происходит тогда, когда появляется
разупрочненное состояние («оплавление») атомов вок-
руг каждого из островков хорошего соответствия. Сво-
бодная энергия F, необходимая для процесса разупроч-
нения, уменьшается с повышением температуры и в точ-
ке плавления будет равна нулю, а при абсолютном нуле
будет равна nL, где L — латентная теплота плавления
на атом, а п— величина, характеризующая структуру
границы и соответствующую числу атомов в островке
хорошего соответствия. Согласно этой гипотезе предла-
гается следующий вид функции Е(Г):
/' -пЕ(1-Тпл/Т), (94)
i Де Тпл — температура плавления.
Приложенное к границе зерна напряжение т будет
увеличивать скорость течения в направлении действия
приложенного напряжения на величину тпясо, где а —
величина элементарного сдвига, со — площадь, приходя-
171
щаяся на один атом. На основании сделанных предпо-
ложений скорость скольжения определяется формулой
v = 2va exp [— ^О-Тпл/Т) 1 sh апт_ (95)
Д kT \2kT v 7
где v — частота колебаний атома.
Для малых напряжений (при ползучести) выражение
(95) принимает вид
v = va2пит[ехр (nL/(kT)) exp (—nL/(kTna))]/(kT).
Рис. 99. Изменение смещений по границе зерна бикри-
сталла алюминия (т=0,70 МПа, /=300 °C) во времени
(кривая 7). Удлинение каждого зерна бикристалла и пол-
ное удлинение (включая вклад границы зерна, который,
как видно, весьма незначителен: до 6 %) даны в про-
центах
Рис. 100. Составляющие деформации
по Мак Лину при ползучести алю-
миния (/ = 200 °C):
1 — полная деформация; 2 — дефор-
мация вследствие грубого скольже-
ния; ,3 — деформация благодаря
тонким сдвигам между грубыми по-
лосами скольжения; 4 — деформа-
ция по границам зерен
Эти формулы дают- лучшее
согласование с опытом, чем
(93).
Скольжение по границам
зерен особенно заметно при
температурах, превышаю-
щих 0,5 7пл. 'Большинство
опытов относится к межзе-
ренному проскальзыванию
при ползучести; результаты
их представлены в виде кри-
вых в координатах смеще-
ние по границам зерен —
время (рис. 99). Прерыви-
стый, не плавный характер
этих кривых (см. рис. 99,
172
кривая /) свидетельствует о значительных изменениях
скорости сдвига по границе. Величину относительно-
г<> сдвига можно оценивать по реперным рискам,
наносимым на бикристалл при исследовании зерно-
граничного проскальзывания. Прямые зависимо^
сти логарифма скорости начального участка ползучести
от \/Т позволяют вычислить теплоту активации макро-
сдвига в зависимости от угла разориентации 0. С увели-
чением 0 от 0 до 90° теплота активации макросдвига
увеличивается. Установлено также, что с увеличением
угла 0 теплота активации миграции уменьшается. Струк-
турно чувствительная характеристика и в формуле (94)
зависит от угла разориентации и монотонно увеличива-
ется от п=3,5 при 0 = 20° до п=15,5 при 0 = 88°.
Прерывистый характер процесса ползучести при мак-
росдвиге дает основание предполагать, что процесс мак-
родвижения по границам зерен осуществляется вслед-
ствие двух процессов: сдвига по островкам хорошего со-
ответствия и самодиффузии, упорядочивающей области
больших нарушений. Межзеренное проскальзывание мо-
жно наблюдать по рельефу на поверхности шлифа де-
формированного металла. По границам зерна образу-
ются каемки, свидетельствующие о наличии выступов и
впадин. Происходящее вертикальное смещение (переме-
щение зерна) по отношению к поверхности шлифа поз-
воляет с помощью интерференционного микроскопа оп-
ределять величину пластической деформации, вызван-
ной межзеренным смещением. Результаты измерений
(рис. 100) дают основание считать, что доля скольже-
ния по границам зерен мала и составляет приблизитель-
но 10% от полной деформации (srp/e2 «0,1). Эта вели-
чина зависит от угла разориентации 0, температуры, ско-
рости деформации, приложенного напряжения, величины
зерна. Например, величина смещения, а следователь-
но, и еГр/е2 увеличивается с уменьшением величины зер-
на и возрастанием напряжения при данной температуре
(рис. 101,а). С повышением температуры отношение
рГр/е2 благодаря диффузионным процессам возрастает
до 0,3 (рис. 101,6). Д. Мак Лин теоретически доказал,
что вклад в общую деформацию от межзеренных сме-
щений не может быть выше 33% от общей деформации.
Только в том случае, если процесс деформирования со-
провождается миграцией границ, доля зернограничной
173
деформации может быть выше. Повышение напряжений
ползучести сначала приводит к увеличению отношения
£rp/es (рис. 101,в), а затем к уменьшению его. Это сви-
детельствует о том, что при высоких температурах суще-
ствуют, по крайней мере, два механизма, приводящие к
относительному смещению зерен по границам. Данные
Рис. 101. Зависимость зернограничной деформации $от различных факторов:
а — смещение по границам зерен в алюминии во времени (Л, D и Е—
4,5 зерна/'мм, а= 1'1,5; 7,7 и 5,25 МПа соответственно; В и С— 0=7,7 МПа для
1,0 и 9,2 зерна/мм соответственно); б — влияние температуры; в — влияние
напряжения о при /=300 °C на величину доли зернограничной деформации
рис. 101, в свидетельствуют об ограниченном развитии
зернограничной деформации в процессах обработки дав-
лением, протекающих при высоких напряжениях и ско-
рости деформации.
Для ряда металлов установлена, что между прос-
кальзыванием по границам зерен и полной деформацией
существует линейная зависимость (рис. 102). Учитывая,
что наибольшая составляющая общей деформации —
внутризеренная деформация, вышеприведенные сведе-
174
ния свидетельствуют о том, если дана одна система по-
верхностей раздела, допускающих сдвиг (плоскости
скольжения), и другая система таких плоскостей, но с
иными свойствами (границы зерен), то отношение меж-
ду указанными сдвигами должно быть совершенно оп-
ределенным и постоянным (линейность зависимости в
координатах смещение—общая деформация 8S рис.
102) для сохранения сплошности металла и непрерыв-
ности напряжений и деформаций. Поэтому проскальзы-
Рис. 102. Зависимость средней величины смещения и по границам зерен от
2 для никеля:
а —при /=800 °C при разных напряжениях: / — 20; 2 — 30 и 3 — 40 МПа; б —
при /=700 °C и а=25 МПа для образцов с различной степенью предваритель-
ной деформации
вание и деформация зерна в поликристалле взаимосвя-
заны. Мак Лин доказал, что процессы, сдерживающие
сдвиговую деформацию, замедляют скольжение по гра-
ницам зерен. Поскольку доля внутризеренной деформа-
ции больше, то сдвиг внутри зерна представляется как
процесс, контролирующий всю деформацию. Опыты по-
казывают, что относительное смещение зерен тем мень-
ше, чем больше упрочнено зерно предшествующей дефор-
мацией. Если бы деформация зерен и их относительное
смещение были независимыми процессами, то после
предварительного упрочнения зерен относительная доля
деформации за счет границ должна была бы повышать-
ся. Как видно из рис. 102, б, отношение s/es не зависит
от степени предварительной деформации. Это дает осно-
вание считать, что межзеренное проскальзывание явля-
175
ется результатом внутризеренной деформации, а не нао-
борот.
РОЛЬ АККОМОДАЦИИ И ВНУТРИЗЕРЕННОГО
ТЕЧЕНИЯ ДЛЯ ЗЕРНОГРАНИЧНОЙ ПЛАСТИЧЕС-
КОЙ ДЕФОРМАЦИИ. Рассмотрим поведение двух пре-
дельно идеализированных моделей (рис. 103). Предпо-
ложим, что поликристаллический металл описывается
набором жестких полйэдров, способных только к жест-
кому смещению путем проскальзывания по границам.
кие напряжения среза выступов. Поэтому зерногранич-
ное проскальзывание, как отмечалось в предыдущем раз-
деле, не является элементарным актом -пластической
деформации, поскольку его реализация зависит от воз-
можности развития аккомодационных процессов, в ре-
»ультате чего граница становится плоской, и от возмож-
ности скольжения по границе зерна, как по кристалло-
графической плоскости скольжения.
Рис. 103. Две модели А и Б поликри-
сталла
В этой модели (назовем
ее модель А) вследствие
принятой жесткостц по-
лиэдров внутрикристал-
лическое скольжение и
изменение формы поли-
эдра невозможно. Для
модели Б, наоборот, пред-
положим, что допускает-
Рис. 104. Схема зернограничного проскальзывания
по шероховатой поверхности бикристалла (а) и
различные варианты аккомодации: упругой (б),
диффузионной по объему или по границе зерна
(в), пластической за счет внутризеренного сколь-
жения (г)
ся только внутрикристал-
лическое скольжение, но
исключается скольжение
по границам. Рассмотрение простых двумерных вариан-
тов этих моделей (см. рис. 103) показывает, что ни в од-
ной из\них при таких ограничениях скольжение невоз-
можно. Для модели А необходима компонента деформа-
ции, нормальная к границе, а для модели Б скольже-
ние невозможно до тех пор, пока не появится возмож-
ность проскальзывания по границам.
Эти модели показывают, что невозможно трактовать
внутрикристаллическое и межкристаллическое скольже-
ние как простые, не связанные процессы, дающие неза-
висимый вклад в общую деформацию. Рассматривая
каждую модель отдельно, допустим 5, становится оче-
видной линейная связь проскальзывания с внутрикри-
сталлическим скольжением, поскольку чем она больше,
тем больше границы зерен должны сместиться, приспо-
собившись к скольжению. Это и есть результат, полу-
ченный Мак Лином экспериментально и описанный в
предыдущем разделе.
В поликристалле границы зерен ’не плоские, а про-
скальзывание осуществляется по шероховатой поверх-
ности (рис. 104,а). Наличие выступов даже атомного
масштаба делает невозможным непосредственно сколь-
жение по границам, так как для этого требуются высо-
В свою очередь аккомодация контролируется:
а) упругими смещениями; б) диффузионными меха-
низмами пластичности; в) дислокационным внутризерен-
IIым скольжением.
При малых напряжениях и низкой температуре на-
блюдается лишь упругая аккомодация проскальзыва-
ния; в этом случае она может происходить до тех пор,
пока внутренние напряжения не уравновесят внешние
(рис. 104,6). При малых напряжениях и высокой тем-
пературе аккомодация может быть диффузионной: на-
пряжения на границе вызывают диффузионное течение,
п результате которого граница становится плоской (рис.
104,в). При высоких напряжениях аккомодация может
происходить в результате пластической деформации: дви-
жения дислокаций по обе стороны границы путем сколь-
жения и переползания, что обеспечивает удаление мате-
риала из одних частей границы — выступов и прибавле-
ние его к другим — впадинам (рис. 104,г).
В условиях пластической аккомодации скорость про-
скальзывания зависит от деформационных характери-
стик и структуры зерен, поскольку внутризеренное
(кольжение может приводить к упрочнению. Априорно
невозможно указать количественные параметры (напря-
жение, температура деформации), которые позволили бы
iii'iiio разграничить условия действия одного и второго
176
|а 790
177
механизмов пластической аккомодации. В частности,: в
реальных условиях возможно одновременное действие
обоих механизмов аккомодации. Также не всегда ясно,
какой из процессов контролирует скорость проскальзы-
вания: аккомодация или скольжение по границе зерна.
Эшби показал, что для сложных границ скольжение
по границе и миграция тесно связаны. В этом случае
скольжение и миграция границы пропорциональны, по-
скольку только в этом случае возможно скольжение без
изменения структуры границы. При зернограничном про-
скальзывании по большеугловой границе миграция вы-
ступает как процесс, обеспечивающий непрерывное под-
страивание границы до плоскости в атомном масштабе
благодаря перемещению зернограничных дислокаций.
Однако эту миграцию следует отличать от той, которая
происходит в процессе пластической аккомодации, ког-
да миграция, наблюдаемая при локальной пластической
деформации, непосредственно не связана со скольжени-
ем по границе зерна. Такая нерегулярная миграция мо-
жет препятствовать зернограничному проскальзыванию,
поскольку не позволяет границе в процессе скольжения
оставаться плоской. Для осуществления непрерывного
скольжения по поверхности границы зерна необходимо
действие источников зернограничных дислокаций. Пред-
полагается, что источниками таких дислокаций могут
быть источники типа Франка — Рида, действующие на
границе зерна. Обнаруженные спиральные образования
на границе зерен являются источниками дислокаций гра-
ниц зерен, размножение которых происходит не сколь-
жением, а переползанием. Дислокации границ зерен мо-
гут образовываться и в результате взаимодействия дис-
локаций решетки со структурными дефектами границы.
Рассмотренная выше модель зернограничного про-
скальзывания опирается на реально' установленные фак-
ты, например существование зернограничных дислокаций
и ступенек. Однако это не единственная модель зерно-
граничного проскальзывания. В других моделях зерно-
граничное проскальзывание связывается с процессами
переползания дислокаций в приграничной области и раз-
витием диффузионной ползучести.
Возможно, что при различных структурных и темпе-
ратурно-скоростных условиях деформации механизм зер-
нограничного проскальзывания различен. Важно под-
черкнуть, что зернограничное проскальзывание вне за-
178
Рис. 105. Схема совместной пласти-
ческой деформации зерногранично-
го проскальзывания и внутризерен-
ного скольжения
кисимости от его конкретно-
К) микромеханизма не яв-
ляется элементарными про-
цессом пластической дефор-
мации, а выступает как ре-
|ультат действия некоторой
комбинации элементарных
процессов: пластической ак-
комодации; скольжения по
।ранице зерна, согласован-
ного с миграцией границы,
осуществляемого путем дви-
жения и переползания дис-
локаций; диффузионной пол-
зучести. Уже из этого сле-
дует, что механизм межзе-
ренной деформации не мо-
жет быть совершенно самостоятельным.
Из соображений необходимости непрерывной и согла-
сованной деформации отдельных зерен в поликристалле
наряду с зернограничным проскальзыванием должны
действовать другие механизмы деформации. Это удобно
проиллюстрировать на рис. 105. Предположим, что при-
ложенные напряжения вызывают проскальзывание вдоль
границы зерен АВ на расстояние А. Проскальзывание
даст вклад в зернограничную деформацию (еГр), но вы-
зовет концентрацию напряжений в точке В. Для релак-
сации этого напряжения необходимо развитие пластиче-
ского течения в соседнем зерне вдоль ВС (е3). Реально
это означает, что, достигнув точки В, дислокация долж-
на вызвать скольжение в соседнем зерне по направле-
нию к С, затем вдоль CD и т. д. (так называемый эста-
фетный механизм). Такое движение возможно, если дис-
локация способна не только скользить, но и пере-
ползать, поскольку ВС и CD не обязательно парал-
лельны.
Однако, поскольку расстояние переползания мало, то
8гр/83==ЛВ/ЛС= 1/3, так как в модели рассматривают-
ся шестиугольные зерна равного размера. Если рассмот-
реть другую возможность — проскальзывание вдоль
BEF... вдоль границ зерен, то вклад 8гр/83=0,6, т. е.
вклад проскальзывания в общую деформацию не может
превысить 60% от общей деформации. Связь между зер-
нограничной деформацией 8Гр и аккомодационным
12
179
скольжением (в единицах перемещения) выражается
как
егр = 0,5svg, (96)
где sv— доля поверхности границ зерен, принимающих
участие в скольжении.
Тогда скорость деформации
^ = 0,58^, (97)
где g — скорость внутризеренного скольжения.
Поскольку sv = 2]/лД/, где d — размер зерна, то
окончательно
8ГР = g Vnld. (98)
Для обеспечения совместности и предотвращения
разрушения в этом случае требуется диффузионное дви-
жение атомов, или дуффузионно-скользящее движение
дислокаций. Мак Лин показал, что его аккомодацион-
ное движение вызывает пластическую деформацию в на-
правлении действующего усилия. При выполнении этих
условий можно ожидать практически неограниченную
пластическую деформацию с достаточно высокой скоро-
стью, зависящей от размера зерна. Следует отметить,
что значительный вклад в деформацию зернограничное
проскальзывание вносит лишь при достаточно высоких
температурах. Обычно при этих температурах возможно
действие и диффузионных механизмов деформации.
Для модели Набарро — Херринга (см. рис. 92) ре-
зультирующая скорость деформации е, обеспечиваемая
потоком вакансий, равна
3 = 0 = 2С
1 kTd2 1 kTd2 ’
(99)
где С\— константа, примерно равная 10; b — параметр
решетки; d — диаметр зерна.
Это выражение получено в предположении, что поток
вакансий проходит через зерно. В ряде случаев основ-
ной вклад в деформацию может дать диффузионный по-
ток вдоль границ зерен. Согласно модели диффузионной
ползучести Кобле скорость деформации
Др> 2С*2 со ст
8 = С 9--- . ——— = ---------
2 kT d3 d3 kT
где D3r— коэффициент зернограничной диффузии; со—
(ЮО)
180
эффективная ширина границы; С2 — константа, пример-
но равная 30.
В общем случае, когда диффузионная ползучесть мо-
жет осуществляться как вдоль границ, так и по телу
lepen:
‘ . 20 । । Л(й^зг \ (101)
kTd? \ dDrt J ’
где Q — объем, охваченный деформацией.
Так как поликристалл состоит из множества зерен,
1о при диффузионной ползучести изменение формы от-
дельных зерен должно быть согласованным. Диффузи-
онная ползучесть в поликристаллическом материале мо-
жет привести к зернограничному проскальзыванию, ко-
торое в этом случае выступает как аккомодационный
процесс. Диффузионная ползучесть и зернограничное
проскальзывание могут быть взаимосвязанными процес-
сами: при развитии диффузионной ползучести зерногра-
ннчное проскальзывание можно рассматривать как ак-
комодационный процесс и, наоборот, при развитии зер-
нограничного проскальзывания диффузионную ползу-
честь как аккомодационный процесс. В случае, когда
скорость пластической деформации ограничивается ско-
ростью диффузионной ползучести, скорость деформации
определяется выражением (101). Но она может быть
меньше этой величины, поскольку границы зерен могут
перестать играть роль совершенных источников и стоков
вакансий. Сочетание диффузионной ползучести и зерно-
граничного проскальзывания представляет собой такой
механизм деформации, который в принципе может обес-
печить достаточно большую деформацию без разруше-
ния.
Реализация пластического течения разнообразна.
Вез информации о действующих механизмах пластичес-
кой деформации практически невозможно сделать за-
ключение о наилучшем использовании ресурса пластич-
ности металлов. Ситуация особенно осложняется в усло-
виях горячей деформации, когда могут реализоваться
комбинации различных механизмов или действовать од-
новременно несколько механизмов деформации. Физиче-
ская теория пластичности устанавливает граничные па-
раметры (структура, температурно-скоростные условия
деформации), при которых наблюдается смена одного
181
механизма деформации другим или одних комбинаций
действующих механизмов деформации другими.
При этом на первый план выдвигаются результаты
экспериментального исследования механизмов деформа-
ции металлов в различных условиях, выясняющее зна-
чение имеет влияние внешних (температурно-скоростных
условий деформации) и внутренних факторов (микро-
структуры, легирования) на действие различных меха-
низмов деформации, поскольку это позволяет подобрать
такие условия деформации металлов, при которых дей-
ствуют механизмы пластического течения, обеспечива-
ющие наиболее полную реализацию пластических
свойств.
РЕКОМЕНДАТЕЛЬНЫЙ БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК
Горелик С. С. Рекристаллизация металлов и сплавов. М., «Ме-
таллургия», 1978. 567 с. с ил.
Кайбышев О. А. Пластичность и сверхпластичность металлов.
М., «Металлургия», 1975. 279 с. с ил.
Коттрелл А. X. Дислокации и пластическое течение в кристал-
лах. М.,, Металлургиздат, 1958. 267 с. с ил.
Мак Лин Д. Механические свойства металлов. М., «Металлур-
гия», 1965. 431 с. с ил.
Рид В. Т. Дислокации в кристаллах. М., Металлургиздат, 1957.
280 с. с ил.
Некоторые вопросы физики пластичности кристаллов. М., Изд-во
АН СССР, 1960. 270 с. с ил.
Физическое металловедение. Под ред. Р. Кана. Т. I. М., «Мир»,
1967, с. 333 с ил.
Хирт Дж., Лоте И. Теория дислокаций. М., Атомиздат, 1972.
599 с. с ил.
Хоникомб Р. Пластическая деформация металлов. М., «Мир»,
1972. 408 с. с ил.
Ш винд лерман Л. С., Аристов В. В., Фридман Е. М. — ФММ,
1973, т. 35, вып. 4, с. 859—863.
Шмид Е., Боас В. Пластичность кристаллов. М.—Л., ГОНТИ,
1938. 277 с. с ил.
Шъюмен 77. Диффузия в твердых делах. М., «Металлургия»,
1966. 195 с. с ил.
Г Л А В А IV
ПЛАСТИЧЕСКАЯ ДЕФОРМАЦИЯ
МОНОКРИСТАЛЛОВ
Механизмы пластической деформации монокристаллов
и сопутствующие им изменения дислокационной струк-
туры анализируют, используя кривые напряжение—де-
182
формация, называемые кривыми упрочнения. Они пока-
зывают, какое сдвиговое напряжение необходимо при-
ложить, чтобы вызвать дальнейшую пластическую де-
формацию. Доказано, что поведение чистых кристаллов
при деформации невозможно представить единой кри-
вой напряжение—деформация (т—у). На характер кри-
вой т—у оказывают влияние следующие факторы: тип
кристаллической решетки, степень чистоты металла,
ориентировка кристалла по отношению к деформирующе-
му усилию, растворенные примеси, частицы других фаз,
температура и скорость деформации, размеры и форма
кристалла, состояние поверхности. Многообразие фак-
торов, влияющих на вид кривых т—у, привело к различ-
ным трактовкам механизма деформации, к разным дис-
локационным моделям, объясняющим отдельные участ-
ки диаграммы т—у. Справедливость указанных теорий
и гипотез проверяется экспериментально.
1. ДЕФОРМАЦИЯ КРИСТАЛЛОВ
С Г. Ц. К. РЕШЕТКОЙ
При деформации кристаллов с г. ц. к. решеткой обнару-
жены четко выраженные стадии упрочнения I—III
(рис. 106). Для характеристики отдельных участков и
формы кривой т—у выводятся следующие параметры
упрочнения:
1. Критическое сдвиговое напряжение то — напряже-
ние, при котором начинается пластическая деформация.
Переход от упругой деформации к пластической явля-
ется плавным и то определяют экстраполяцией линейной
стадии I до у=0 (рис. 106, точка Л).
2. Коэффициенты упрочнения 9/ на каждой стадии
(/=1, II, III): Gi=dxi/dy.
3. Параметры тп и 9ц (или т*; и 9JZ), характеризую-
щие конец стадии I и начало стадии //; хш и 9/п, харак-
теризующие конец стадии // и начало стадии ///; тр (на-
пряжение разрушения) и ур (предельная деформация),
характеризующие конец кривой т—у.
СТАДИЯ I УПРОЧНЕНИЯ. Здесь действует одна си-
стема скольжения, наблюдается незначительное упроч-
нение и поэтому эта стадия носит название стадии лег-
кого скольжения.
Ориентировка кристалла. Для кристаллов разных
ориентировок протяженность уц и величина 9/ первой
183
линейной стадии изменяются в широких пределах.
К «мягким» кристаллам относятся кристаллы, благо-
приятно ориентированные для скольжения по одной си-
стеме при небольших приведенных напряжениях сдвига
(рис. 106, кристалл /). «Твердые» ориентировки кри-
сталлов лежат вблизи или на границах стереографичес-
кого треугольника, где две или более системы скольже-
ния имеют близкие по величине приведенные напряже-
Рис. 106. Типичные кривые уп-
рочнения в координатах т—v
(приведенное напряжение сдви-
га — сдвиговая деформация)
для г. ц. к. монокристаллов
ориентировок 1 и 2. На стерео-
графическом треугольнике за-
штрихованная область — об-
ласть «мягких» ориентировок,
остальная часть — область
«твердых» ориентировок
ния сдвига и скольжение с самого начала является
множественным.
Наиболее крутые по наклону кривые упрочнения по-
лучаются на кристаллах с ориентировками [001] и [111],
где действуют соответственно четыре и три системы
скольжения (см. рис. 65). В случае наиболее «твердой»
ориентировки стадия / упрочнения отсутствует и дефор-
мация сразу начинается со стадии //. Кристаллы с «мяг-
кой» ориентировкой способны давать на стадии I дефор-
мации сдвига порядка 15—50%. Коэффициент 0/ увели-
чивается по мере уменьшения протяженности стадии I
и составляет примерно G10”4—G10~3. Максимальные
значения 0/ получаются для ориентировок вблизи на-
правлений [Г11] и [001], а минимальные вблизи [ОН]
(рис.407).
Протяженность стадии I упрочнения определяется
возможной степенью поворота* оси кристалла во время
растяжения. Конец стадии I не отвечает совпадению оси
растяжения с симметричной границей [001]—[Т11] на сте-
реографическом треугольнике, поскольку практически
еще до достижения этой точки вступают в действие дру-
гие системы скольжения, что существенно изменяет ско-
рость упрочнения.
184
Природа металла и степень его чистоты влияют на
протяженность стадии I. Кроме того, существенное влия-
ние оказывает энергия дефектов упаковки ЕЛ.У. Так, для
кристаллов алюминия ЕЛ.У при комнатной температуре
велика, величина уц не превышает 4—5%, а - для кри-
сталлов меди Еду мала и
уп свыше 20%. Примеси за-
метно влияют на протяжен-
ность стадии /, причем су-
щественное значение имеет
форма их нахождения в
кристалле. Когда примеси
образуют вторую фазу, на-
блюдается сокращение или
полное исчезновение стадии
70(165)
27(151)
12(135)
36(157)
23 в в 10
(171) (135) (136) (137)
(230)51
(269)117
(150)10
(167)11
(216)17
(206)61
I даже при малой концен-
трации примесей. Вызвано
это тем, что включения дру-
гих фаз вызывают локализо-
Рис. 107. Коэффициенты упрочнения
кристаллов меди (99,98 %) в МПа
для разных ориентировок. В скоб-
ках даны значения 0ц
ванное скольжение по дру-
гим, отличным от первичной системам скольжения, уст-
раняя стадию упрочнения /.
Растворенные примеси, понижающие энергию дефек-
та упаковки, увеличивают ширину расщепленной дисло-
кации, что затрудняет двойное поперечное скольжение и.
увеличивает критическое напряжение сдвига по сравне-
нию со значением, свойственным чистому металлу
(рис. 108, а). Протяженность стадии 1 (параметр уц)
увеличивается, а величина 0/ уменьшается. Эксперимен-
ты с разбавленными растворами показали, что добавки
оказывают особенно заметный эффект при малых их
концентрациях (рис. 108,6, в). При концентрации при-
месей от 10-5 до 10-4 величина то возрастает примерно в
2—3 раза. Влияние растворенных добавок на напряже-
ние течения тем сильнее, чем больше размеры атомов
добавки отличаются от размера атомов основного метал-
ла (сравните влияние Ni и Si, с одной стороны, и Sb, In,
Sn, с другой, на рис. 108, б, в).
Температура. При понижении температуры протя-
женность стадии / упрочнения увеличивается (рис. 109),
а критическое напряжение то возрастает. Отношение
0//G изменяется незначительно: слабо увеличивается с
повышением, температуры, причем чистота металла су-
щественно влияет на зависимость 0/(Г).
185
Получены два типа температурной зависимости to/G:
первая — для монокристаллов Си и А1 с перегибами и
вторая — для монокристаллов Ag и Ni с монотонным
уменьшением то(Т) при повышении температуры
(рис. ПО).
Размеры, кристалла и условия на поверхности.
Протяженность стадии I легкого скольжения увеличи-
вается с уменьшением размера кристалла. По данным
Р. Хоникомба, для кристалла меди (99,98%) диаметром
1,78 мм уц= 16%, а для кристалла диаметром 0,21 мм
О 20 4<7 60 80 100
W\,7o(am.)
0,5 1,0 1,5
Содержание до ба О ни, 7> (ат.)
Рис. 108. Критическое напряжение сдвига т0 кристаллов твердых растворов:
а — для сплавов Си—Ni; б — для, кристаллов разбавленных твердых раство-
ров меди от содержания растворенного элемента
V/z=40%, Величина 0; не изменяется. Увеличение
Ун связано с длиной пробега дислокаций при скольже-
нии. В кристаллах малых диаметров дислокации не за-
держиваются в объеме, а достигая поверхности выходят
из кристалла, образуя ступеньки. Увеличение размеров
кристалла способствует задержке дислокаций в его
объеме. Форма кристалла также влияет на процесс де-
формации. Например, в алюминиевых монокристаллах
прямоугольного сечения первой действующей системой
скольжения не обязательно является система с наимень-
шими приведенными напряжениями сдвига.
Кристаллы, покрытые тонкой пленкой окисла, име-
ют значительное меньшую протяженность стадии легко-
го скольжения вследствие того, что окисный слой соз-
дает препятствие выходу дислокаций на поверхность.
Тот факт, что на протяженность стадии легкого
186
скольжения оказывают влияние длина пути скольжения
п состояние поверхности, дает основание считать, что
дислокации в кристаллах пробегают на этой стадии от-
носительно большие расстояния без встречи с препятст-
виями.
Микроструктура на стадии I. Дислокации первичной
системы скольжения изредка взаимодействуют с поля-
ми напряжений дислокационных сеток, существующих в
Рис. 110. Температурная зависи-
мость To/G для монокристаллов не-
которых металлов, различающихся
энергией дефектов упаковки (Р. Бер-
нер, Г. Кронмюллер)
Си FNi
0,Ь -0,06
0,3 -0,03
0,2 -0,06
0,1 -0,03
О -
О
200 ЬОО 600 Т9К
Рис. 109. Температурная зависимость
протяженности стадии / и
см. рис. 106) упрочнения для монокрис-
талла никеля с экспериментальными
точками (сплошные линии) и для мо-
нокристалла меди — экспериментальные
точки не показаны (штриховые линии)
исходном (до деформацйи) состоянии. Таким образом
могут быть задержаны лишь очень немногие дислокации,
поэтому длина их пробега относительно велика. На ста-
дии / возникают длинные тонкие линии скольжения, рав-
номерно покрывающие поверхность кристалла
(рис. 111, а). По данным В. А. Павлова, для меди сред-
нее расстояние между линиями скольжения при у=9%
составляет 40—65 нм, величина сдвига (высота ступень-
ки) от ~3 нм (94% линий скольжения) до ~6 нм
(6% всех линий скольжения). С приближением к концу
области легкого скольжения можно различить следы по
другим системам. В конце стадии / наблюдаются нерав-
номерности микроструктуры: кроме следов скольжения,
по Другим системам в центральных частях образца, вид-
ны полосы сброса (рис. 111,6) и полосы вторичного (ро-
тационного) скольжения. Методом ямок травления уста-
новлено скопление дислокаций у субграниц на первич-
ных Плоскостях скольжения. Плотность' дислокаций
187
возрастает с увеличением степени деформации и для ста-
дии 1 в первом приближении справедливо соотношение
т = 0,50&Уд5|, (102)
где Л/д— плотность дислокации; т — напряжение тече-
ния; G — модуль сдвига.
Рис. 111. Электронная микрофотография
дии I деформации кристалла меди (а),
миния (б) и дислокационные диполи'в
ния (в)
(реплика) линий скольжения на ста-
полосы сброса в монокристалле алю-
магнии на стадии легкого скольже-
Средняя расчетная длина пробега дислокации L, оп-
ределяемая по формуле у=1\/дЬЬ, равна 1—2 мм (экс-
периментально определяемое значение Lw0,5 мм), а
плотность дислокаций линейно возрастает с увеличением
пластической деформации: .
АГд = 2,8-108у. > (103)
Распределение дислокаций по сечению образца.не-
равномерное, дислокационные сгущения образуются пе-
188
риодически. Между субграницами встречаются диполи
как результат двойного поперечного скольжения
(рис. 111, в). Если после прохождения некоторой пла-
стической деформации снять напряжение, то значитель-
ная часть дислокаций не сможет повторить свой путь в
обратном направлении. Одна из причин необратимости
скольжения связана с дислокационными диполями. Ла-
биринт трехмерного клубка дислокаций, скрепляемых
между собой множеством диполей, остается практически
неизменным. Вместе с тем могут существовать более
плотные группы дислокаций, прижатые напряжением к
сильным препятствиям. После снятия напряжения эти
группы могут вызывать пластическую деформацию в об-
ратном направлении и несколько облегчить деформиро-
вание в противоположном направлении: это может стать
причиной эффекта Баушингера (см. гл. V).
СТАДИЯ II УПРОЧНЕНИЯ. Коэффициент упрочне-
ния на этой стадий 0п«2-10~3 G,T.e. примерно в девять
раз больше 0/. При низких температурах стадия II уп-
рочнения преобладает на кривой т—у. Она начинается
тогда, когда ось растяжения кристалла находится еще
внутри стереографического треугольника на некотором
расстоянии от границы [001]—[111] треугольника.
Ориентировка. Ориентационная зависимость 0п не
столь ярко выражена, как для стадии /, однако общая
ориентационная зависимость сохраняется: для кристал-
лов с осью растяжения, близкой к [011], величина 0zz
меньше, чем для кристаллов, ориентированных вблизи
границы [001]—[111] (см. рис. 107) .
Металл и степень его чистоты. Влияние энергии де-
фектов упаковки проявляется и на стадии II. В алюми-
нии при комнатной температуре стадия II упрочнения
выражена очень слабо, и стадия / сливается со стадией
///. При криогенных температурах все три стадии хоро-
шо выявляются. Напротив, кристаллы меди при f=20° С
имеют четко выраженную стадию II. В зависимости от
ориентировки она начинается от значений yz/=54-20%
и заканчивается при уш= 154-35%. Начало стадии III
связывают с интенсивным поперечным скольжением, ко-
торое для меди, обладающей довольно низкой энергией
дефекта упаковки, более затруднено, чем для алюминия.
Для твердых растворов протяженность стадии II объяс-
няют влиянием добавок на энергию дефекта упаковки,
189
Рис. 112. Влияние температуры
на вид кривых т—у одинаково
ориентированных кристаллов ме-
ди. Наклон кривых, за исключе-
нием кривой при 7’=823 К, для
которой стадия II отсутствует и
кривая характеризуется только
стадией III, на стадии II для
всех температур одинаков
которая падает для меди и серебра при 15% (ат.) А1 с
(0,30—0,40) 10-2 мДж/см2 до 0,2 • 10~3 мДж/см2.
Температура. Повышение температуры сокращает
протяженность стадии II и делает более выраженной ста-
дию III. Иногда стадия II полностью устраняется, и кри-
вая т—у состоит практически из одной стадии III. Ко-
эффициент упрочнения при других постоянных факторах
нечувствителен к температуре
(рис. 112). Безразмерный ко-
эффициент упрочнения Оц/G, '
характеризующий наклон кри-
вой т—у на стадии II, практи-
чески не обнаруживает темпе-
ратурной зависимости ни в од-
ном известном случае. Этот па-
раметр приблизительно одина-
ков почти для всех исследован-
ных к настоящему времени
г. ц. к. металлов и сплавов.
Температурная зависи-
мость тц в большинстве вы-
полненных до сих пор иссле-
дований подобна зависимости
То (Г), иными словами, темпе-
ратурная зависимость отноше-
ния тп/то представляет моно-
тонную кривую без перегибов. Чаще тп/то== const =H=f (J). .
Размеры кристалла и условия на поверхности оказы-
вают меньшее влияние, чем на стадии легкого скольже-
ния. Установлено, что только при ориентировках, близ-
ких к [001], малые кристаллы упрочняются быстрее, чем
большие. В остальной области стереографического тре-
угольника заметного влияния размеров и формы кри-
сталла на характер т—у кривой на стадии II не установ-
лено.
Микроструктура на стадии II. Картина линий'сколь-
жения сильно зависит от ориентировки кристалла, осо-
бенно если ось растяжения находится близко к симмет-
ричной границе стереографического треугольника. В этом
случае наблюдается скольжение по одной или больше-
му числу вторичных систем скольжения {111}. Такие
кристаллы имеют более высокую скорость ^упрочнения,
чем более «мягкие» кристаллы.
Плотность дислокаций, измеренная. по ямкам трав-
190
дншя, возрастает с увеличением пластической деформа-
ции быстрее, чем по линейному закону. Поэтому средняя
длина свободного пробега скользящих дислокаций
уменьшается. Средняя длина линий скольжения (L«
*204-40 мкм) уменьшается с ростом деформаций на
i гадии II и может быть определена по формуле
/ /</(?-Vii), (104)
। де у — полная деформация, а (4-j-6) 10-4 см — кон-
станта.
Рис. MJ. Ячеистая структура алю-
миния после деформации на 10 %
при 77 К
Рис. 114. Структурированное сколь-
жение на стадии II и полосы со
вторичными сдвигами при у==0,43
Дислокационная картина, типичная для стадии 7,
сохраняется на р*анней части стадии 77; наблюдается
грубая субструктура дислокаций, по-видимому, связан-
ная с полосами деформаций, но с более сложными скоп-
лениями дислокаций. Начинается формирование дисло-
кационной ячеистой структуры (рис. 113), при этом име-
ются области, свободные от дислокаций, окруженные
дислокационными сгущениями. Диполи и краевые дис-
локации первичной системы скольжения являются ха-
рактерными структурными образованиями, особенно в
начале стадии II.
На стадии II дислокации вторичной системы сколь-
жения (рис. 114) вступают в реакцию с первичными, об-
разуя дислокации Ломер—Коттрелла, т. е. дислокации,
вектор Бюргерса которых не лежит ни в одной из воз-
191
можных плоскостей скольжения (рис. 115). Эти дислока-
ции являются «сидячими» и сильно препятствуют
скольжению: они охватывают дислокации в первичной
плоскости скольжения с образованием конфигураций,
схематически представленных на рис. 116. Дислокации
Ломер—Коттрелла, возникающие на линиях пересече-
ния плоскостей {111} и, следовательно, расположенные
Рис. 115. Барьеры Ломер — Коттрелла в нержавеющей стали (а) и в'сплаве
Си+8 % А1 (б) .
вдоль направления < 110>, являются барьерами, перед
которыми скапливаются дислокационные петли группа-
ми по 10—100 дислокаций. Поля напряжений таких
скоплений обусловливают резкий подъем упрочнения на
стадии 71. Области S (рис. 116), ограниченные «сидячи-
ми» дислокациями, называются зонами, скольжения.
Ниже представлены комбинации систем скольжения,
дающие барьер Ломера—Коттрелла в первичной плос-
кости скольжения:
192
Направление сидячих дисло-
каций ...................... [011]*
Пары систем скольжения . . BIV—CI
вп-сш
[110]*
BIV—AVI
BV—АШ
[101]*
BV—DI
ВИ— DVI
* Пользуясь рис. 63, 64, для каждой из систем заполните индексы плоско-
««ой и направлений.
Образование «сидячих» дислокаций Ломер—Кот-
। ролла; диполей, возникающих при встрече дислока-
ционных петель при их скольжении
етям; образование дислокацион-
ных сеток, сложных по строению,
приводят к сильному упрочнению
па стадии II. Сложная картина
перечисленных выше дислокаци-
онных образований вызывает
|рудности теоретических расче-
ши Тц.
СТАДИЯ Ш УПРОЧНЕНИЯ.
Стадия III упрочнения — парабо-
лическая часть кривой т—у, ха-
рактеризующаяся постепенным
уменьшением коэффициента уп-
рочнения. Основным механизмом
деформации на этой стадии явля-
емся термически активируемое
поперечное скольжение, поэтому
начало стадии III определяется
прежде всего температурой. Ус-
ыновлено, что тш — напряже-
ние начала стадии III — быст-
по близким плоско-
Рис. 116. Схематическое изо-
бражение зон скольжения
(S) в деформированном кри-
сталле
ро уменьшается с повышением
н'мпературы по логарифмическому закону (рис. 117):
'" (’,„/«)= In
(105)
где тцю и Go — напряжение и модуль сдвига при 0 К.
Основные факторы, рассмотренные для стадий / и II,
окалывают несущественное влияние на эту стадию уп-
рочнения.
Протяженность участка III увеличивается с повыше-
нием температуры за счет участка //. При низких темпе-
ра । урах деформации (ниже 100 К) стадия III для моно-
। pin галлов алюминия совсем исчезает и благодаря
прообладапию стадии II достигаются высокие характери-
I I /40
193
стики упрочнения. При комнатной температуре, наобо-
рот, стадия II едва заметна, а преобладает стадия III.
При высоких температурах кривая т—-у для алюминия
начинается с параболического участка.
Для алюминия в случае перехода к стадии III требу-
ется более низкая температура, чем для меди, или при
одной и той же температуре алюминий переходит к ста-
дии III упрочнения при более низких напряжениях, чем
медь.
Рис. 117. Температурная зависимость для некоторых ме-
таллов
Возникновению шейки соответствуют параметры тР и
ур (см. рис. 106). Для г. ц. к. монокристаллов суммарная
до разрушения деформации ур при повышении темпера-
туры уменьшается (рис. 118, а). Напряжение тр также
снижается с ростом температуры (рис. 118, б).
Микроструктура на стадии III. Постепенное уменьше-
ние коэффициента упрочнения на стадии III можно
объяснить лишь тем, что часть возникающих на стадии
II скоплений дислокаций, по данным Р. Бернера 'И
Г. К. Кронмюллера, каким-то образом исчезает. Это вы-
зывается поперечным скольжением винтовых дислока-
ций. Так как их вектор Бюргерса параллелен линии вин-
товой дислокации, то они не «привязаны» к какой-то оп-
ределенной плоскости скольжения, а поэтому винтовые
дислокации обтекают препятствия, переходя в другие
плоскости того же семейства {111}, т. е* в плоскости по-
перечного скольжения (см. гл. II) и далее в плоскость,
параллельную первоначальной, где влияние препятствия
уже достаточно ослаблено. Таким образом, поперечное
194
( кольжение является одним из способов преодоления
препятствий для скольжения, вследствие чего на стадии
III наблюдается снижение 0ш с увеличением деформа-
ции, Такое двойное поперечное скольжение эксперимен-
1ально наблюдается между полосами скольжения
Рис, 118. Температурные зависимости:
(/) и сплава
Ni + 50 % Со (2): б — 1g т = f (lg TIT )
Р пл
tt Тр (Л меди
Дли меди
Рис. 119. Четко выраженные грубые полосы скольжения на ста-
дии III (а) — полосы двойного поперечного скольжения (отме-
чены буквой Л)—и ступенька при поперечном скольжении (в
круге) в начале стадии III в монокристалле меди (б)
(рис. 119). Поперечное скольжение расщепленных дис-
loh.mnii становится возможным лишь в том случае, ког-
Ил (и рапичивающие их частичные дислокации сольются
И образуют полную с образованием перетяжки длиной
III) (см. рис. 46).
И
195
Перетяжка на расщепленной дислокации, необходи-
мая для начала поперечного скольжения в другой плос-
кости, создается благодаря приложенному сдвиговому
напряжению и тепловым колебаниям решетки, так как
реакция рекомбинации энергетически невыгодна. Для
процесса сжатия дислокации и движения в плоскости по-
перечного скольжения необходима энергия активации,
величина которой зависит от размера стяжки и ширины
расщепленной дислокации. Для алюминия расчетным
путем получено значение энергии активации, близкое к
1,0 эВ. Однако для меди, обладающей большей шири-
ной расщепленной дислокации, необходима значительно
более высокая энергия. Поэтому для поперечного сколь-
жения в меди требуются более высокие значения напря-
жений и температуры. Поскольку ширина дефекта упа-
ковки зависит от энергии дефекта упаковки Ед.у, то на-
пряжение тш также зависит от энергии дефекта упа-
ковки.
Для модели плоского скопления «-дислокаций Зеге-
ром предложена формула для определения тщ/
(Ю6)
Эта зависимость позволяет объяснить различие в
протяженности стадий II и III упрочнения для алюминия
и меди, существенно различающихся энергией дефекта
упаковки Дд.у (табл. 9).
„Простая дислокационная картина, видимая на пер-
вой и второй стадиях, с дальнейшим увеличением де-
формаций перерождается в ячеистую структуру, где
Таблица 9
Усредненные значения энергии дефекта упаковки Ед у,
104 мДж см~2, для некоторых металлов
Ме- талл Тип решетки £д-у Ме- талл Тип решетки £Д-У Ме- талл Тип решетки £д.у
Ni Г.ц.к. 150 Ag Г.ц.к. 20 W О.ц.к. 300
Al » 200 Mg Г.п.у. 250 Fe » 140
Pt » 120 Zn » 250 Та »• НО
Си » 60 Сг О.ц.к. 300 V » 140
Au »’ 40 Mo » 300 Nb » 30
ненки ячеек содержат сложнопереплетенные скопления
дислокаций, плотность которых увеличивается с ростом
деформаций.
Разрушение и образование шейки разрушения — наи-
менее изученные явления при деформации монокристал-
лов. Однако прямая зависимости 1g тр от 1g 777пл (см.
риг. 118,6) для меди, золота, свинца и, других г. ц. к..
кристаллов имеет тангенс угла наклона, пропорциональ-
ный величине A/(Gb3), где A=const=2,74-2,8. Связь
ip с А приводит к мысли, что при образовании шейки
разрушения и при поперечном скольжении на стадии III
протекают схожие процессы, т. е. напряжение разруше-
ния тр, которое хорошо воспроизводится от эксперимен-
|л к эксперименту, характеризует состояние всего кри-
на лла, а не развитие шейки разрушения, происходящее
Гюлее или менее случайно. Эту мысль подтверждает тот
факт, что если оставшийся кусок разрушенного кристал-
ла заново' деформировать, то шейка разрушения в ка-
ком-то произвольном месте возникает вновь при этом же
( г. с. первоначальном) напряжении.
ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРЫ И СКОРОСТИ ДЕ-
ФОРМАЦИИ НА НАПРЯЖЕНИЕ ТЕЧЕНИЯ. Установ-
лено (рис. 120), что в области 200—400 К независимое
о г степени деформации отношение напряжений течения
т /о*
J—I для Ag, Си, Ni и А1 остается постоянным. Оно
*11/^0
растет при Т<200 К и уменьшается при Т>500 К.
По Коттреллу и Стоксу, если кристалл алюминия, до-
статочно сильно продеформированный на стадии II при
низкой температуре (например, 90 К), повторно дефор-
мировать при значительно более высокой температуре
(например, 293 К), то наступает частичное снятие низко-
температурного упрочнения с появлением резкого преде-
ла текучести. Это явление названо деформационным раз-
ипрочнением. Показано, что в этом случае дислокации,
блокированные препятствиями в первичных плоскостях,
* Величины тт и GT зафиксированы при известной температуре
7*. величины То и Go при Т К=0. Отношение напряжений течения
1 не зависит от степени деформации для стадий II и III кри-
< . TZ
пой т — у и в литературе этот факт зафиксирован как закон Котт-
релла — Стокса.
197
196
оказываются способными обойти их путем поперечного
скольжения.
Изменение скорости деформации может вызвать эф-
фекты, подобные тем, которые обусловлены изменением
Рис. 120. Температурная зависимость отношения напряжений
течения (тт/(?т)/(т0/(?0) для некоторых г. ц. к. металлов
Рис. 121. Зависимость т^(а) и jj (б) кривой т—у от скорости дефор-
мации у для монокристалла меди.
температуры. Увеличение скорости деформации оставля-
ет меньше времени для протекания термически активи-
руемых процессов, что эквивалентно снижению темпера-
туры. Из выражения для энергии термический активи-
руемых процессов
I' » kTln (то/?), (107>
|де. уо — константа, зависящая от геометрической кон-
фигурации дислокаций. Видно, что с повышением темпе-
ратуры и увеличением скорости сдвига у энергия акти-
на ции изменяется в противоположных направлениях.
I h-за логарифмического характера выражения (107)
скорость нужно изменить на несколько порядков, чтобы
получить ощутимый эффект. Экспериментально установ-
лено, что значения То, тп и тш увеличиваются с повыше-
нием скорости деформации; параметр 0щ нечувствите-
лен к скорости деформации (рис. 121, а, б).
2. ДЕФОРМАЦИЯ КРИСТАЛЛОВ
(. О. Ц. К. РЕШЕТКОЙ
В о. ц. к. монокристаллах скольжение происходит в плот-
поупакованных направлениях <111> по плоскостям
iiina {110}, {112}, {123} и в других иррациональных
плоскостях, что подтверждается наблюдаемым «каран-
дашным» скольжением. При низких температурах и вы-
соких скоростях деформации происходит двойникование
и преимущественное скольжение ограничивается плос-
костью {ПО}. При комнатной и повышенной температу-
рах скольжение наблюдается также в плоскостях {112}
и {123}.
Если предположить, что системой скольжения будет
совокупность плоскостей {НО} и направлений <111>,
то при растяжении кристалла с ориентировкой, находя-
щейся внутри стереографического треугольника, допу-
стим D1 {см. рис. 63,6: первичная система (ОН) [111]},
ось растяжения плоскости разворачивается к направле-
нию скольжения [111] до тех пор, пока не достигает гра-
ницы [001]—[101], после чего, кроме первичной системы,
действует сопряженная система ВП— (0Г1) [111] (см.
рис. 63,6), и ось растяжения движется вдоль W2 к [101].
Напряжение течения или приведенное напряжение
сдвига о. ц. к. монокристаллов в противоположность
।. ц. к. монокристаллам сильно зависит от температуры,
особенно при пониженных температурах. Температурная
чувствительность напряжения течения может быть объяс-
нена: 1) более резко выраженным влиянием темпера-
гурпо-зависимых сил Пайерлса—Набарро; 2) более эф-
199
198
фективным торможением дислокаций примесными ато-
мами внедрения при низких температурах, снимающимся
с повышением температуры по мере рассасывания атмо-
сфер; 3) вкладом неконсервативного движения дисло-
кационных ступенек и поперечного скольжения.
Кривая т—у идентична по форме кривой для г. ц. к.
кристаллов. Здесь наблюдаются все три стадии дефор-
мации, однако все они получены на кристаллах высокой
степени чистоты по примесям внедрения (рис. 122, а).
Рис. 122. Кривые т—v для ниобия зонной плавки при различных темпе-
ратурах (а) и монокристаллов железа с различными ориентировками
(б). Цифрами у кривых обозначены ориентировки. Величина 0^ зави-
сит от ориентировки
Скорость упрочнения (параметр 0ц) на стадии II упроч-
нения мала по сравнению с величиной 0ц г. ц. к. моно-
кристаллов, для которых 0ц не является температурно-
чувствительной характеристикой. В о. ц. к. монокристал-
лах, наоборот, Он зависит от температуры и уменьшается
с повышением температуры. Примеси внедрения оказы-
вают существенное влияние на вид кривой т—у. Напри-
мер, для a-железа величина 0ц чувствительна к ориен-
тации кристалла, равна по величине значению 0ц для
г. ц. к. монокристаллов (рис. 122,6). Наступление ста-
дии II в ниобии точно отвечает появлению двойного
скольжения, и протяженность стадии I увеличивается с
удалением от симметричной границы кристаллографи-
ческого треугольника [001]—[101]. У*железа, например,
можно обнаружить три стадии только у кристаллов
«мягкой» ориентировки. Параболическая кривая т—у
получается при скольжении по двум системам скольже-
ния (рис. 122, 6).
200
Изучение дислокационной структуры показало, чтоб
железе с 3% Si краевые дислокации пробегают значи-
гельно большие расстояния, чем винтовые, так как вин-
говые дислокации более длинные. Винтовые дислокации
легко совершают поперечное скольжение. Простая дис-
локационная картина, видимая при деформации 1—2%,
быстро перерождается при дальнейшем увеличении де-
формации в ячеистую структуру, в которой стенки ячеек
содержат сложнопереплетенные скопления дислокаций,
плотность которых увеличивается с ростом деформаций.
3. ДЕФОРМАЦИЯ КРИСТАЛЛОВ
ГЕКСАГОНАЛЬНЫХ МЕТАЛЛОВ
Для кристаллов гексагональных металлов отношение
('/а отличается от cfa= 1,633 для идеальной плотноупа-
кованной решетки; это отношение влияет на относитель-
ную плотность упаковки различных плоскостей и, сле-
довательно, на характеристики скольжения при пласти-
ческой деформации (табл. 10).
Скольжение по базисным плоскостям является более
общим для металлов с гексагональной решеткой, особен-
но при с/а> 1,633, однако в ряде случаев, когда с/а<
<1,633, встречается скольжение и по пирамидальным
{1011}, {1122}, а также по призматическим {ЮГО} плос-
костям (см. табл. 10). Скольжение по непрерывно за-
полненным атомами плоскостям (0001) и (1122) выгод-
нее скольжения по «волнистым» призматическим {1010}
н «волнистым» пирамидальным плоскостям {10f2}.
Таблица 10
Плотность упаковки различных плоскостей гексагональной решетки
и плоскости скольжения
Ме- талл c/a Плотность упаковки по плос- костям Наблюдение плоскости скольжения в порядке легкости активации
{0001} {юТо} {10'11}
Cd 1,886 1,000 0,918 0,816 (0001), (7100), (1611)
Zn 1,856 1,000 0,933 0,846 (0001), (Н00), (П22)
Mg 1,624 1,000 1,066 0,940 (0001), (10Т1), (1100)
Ti 1,587 1,000 1,092 0,959 (1Г00), (0001), (10Г1)
201
Наряду со скольжением пластическая деформация
гексагональных металлов может осуществляться также
двойникованием, которое происходит (см. гл. III) в том
случае, если ось деформации образует малые углы с
гексагональной осью и базисной плоскостью. Если ось
кристалла близка к базисной плоскости, то касательное
напряжение в базисной плоскости очень мало, тогда как
в призматических и пирамидальных плоскостях оно мо-
жет иметь довольно большую величину в зависимости
Рис. 123. Ориентационный треуголь-
ник для гексагональных кристал-
лов:
1—4 — группы ориентировок
r,/W
Рис. 124. Кривые упрочнения Т—у для
кристаллов цинка при комнатной тем-
пературе. Цифрами обозначены кривые
определенных ориентаций
от ориентаций. В этом случае наряду с двойникованием
возможно развитие скольжения по пирамидальным и
призматическим плоскостям, несмотря на то, что сдви-
говое напряжение по этим плоскостям, существенно (на
порядок и выше) превышает критическое напряжение по
^базисной плоскости. Таким образом, поведение гексаго-
нальных металлов и кривые т—у сильно зависят от. ори-
ентации кристаллов.
ОРИЕНТИРОВКА. Рассматривая влияние ориенти-
ровки на пластическое поведение гексагональных кри-
сталлов, Зегер разбивает для случая растяжения все
ориентации на четыре группы (рис. 123):
Первая группа. К ней относятся все ориентации, рас-
положенные в окрестностях большего круга < 1010>—
<1120>. В этой области наблюдается скольжение по
202
призматическим и пирамидальным плоскостям, а также
дпойпикование, если 'отношение осей с/а>]/ 3 (рис.
123,/). Последнее соотношение следует из формулы
Шмида и Боаса (см. табл. 7) для величины сдвига при
цшйниковании:
• а[(с/а)2 —3]/(с/з), (108)
откуда следует, что сдвиг s меняет знак при с/а —Уз.
Вторую группу образуют все ориентации, близкие к
оси с. Для этой группы характерны ориентационное (гео-
метрическое) разупрочнение (см. рис. 67), двойникова-
ние для кристаллов с отношением осей с)а < ]/"3 и хруп-
кое разрушение для с/а > 'КЗ (рис. 123,2).
Третья группа содержит ориентировки, близкие к
симметричной границе <000Т>—<10Г0>, при кото-
рых две базисные системы скольжения почти равноцен-
ны, поэтому развивается двойное скольжения
(рис. 123,3).
Четвертая группа охватывает_все кристаллы с ориен-
i кровками вдали от вершин [0001] и [1120] ориентацион-
ного треугольника и симметричной границы [0001]—
|1(Н0]. Ориентированные таким образом кристаллы с
нормальным или большим отношением осей с/а дефор-
мируются одиночным скольжением по базисным плоско-
стям (рис. 123,4).
В зависимости от ориентировки кристалла вид кри-
ной т—у, число стадий, их протяженность и величина
0 каждой стадии изменяются (рис. 124). Для кристал-
лов, ориентированных для единичного скольжения, на-
блюдается все три стадии (рис. 124,/, 2). С приближе-
нием ориентировки кристалла к стандартной (рис. 124,9)
для базисного скольжения кривая т—у состоит практи-
чески из первого участка упрочнения вплоть до деформа-
ции 200%. Стадия I существенно уменьшается или со-
вершенно отсутствует для кристаллов с ориентировками
для двойного скольжения (рис. 124,3 и 7). Характерной
особенностью всех кривых являются высокие степени де-
формации (ур=150-т-280%), достигаемые при разру-
шении.
КРИВЫЕ УПРОЧНЕНИЯ. ЗАВИСИМОСТЬ ОТ
.1 ЕМПЕРАТУРЫ И СКОРОСТИ ДЕФОРМАЦИИ. Наи-
более общим и сложным видом кривой упрочнения гек-
203
сагональных металлов является кривая с тремя стадиями
упрочнения (рис. 125). В отличие от стадии /, //, Ill
г. ц. к. металлов эти стадии будем называть в дальней-
шем А, В, С, так как процессы, происходящие на этих
стадиях, могут отличаться от описанных выше для г. ц. к,
металлов.
Общая характеристика стадий А, В, С такая же, как
и для г. ц. к. металлов (см. рис. 124 и описание к нему в
тексте). Однако поведение гексагональных металлов
при деформировании имеет ряд особенностей. Одна из
Рис. 125. Кривые упрочнения т—у для монокристаллов цинка,
деформированных при комнатной (а) и низкой (б) температурах
них состоит в том, что упрочнение металлов с относитель-
но низкой температурой плавления, таких как Zn, Cd,
Mg, происходит при комнатной температуре параллель-
но с термически активируемым процессом отдыха. Из-за
низкой энергии самодиффузии этих металлов1 точечные
дефекты, возникающие при пластической деформации,
могут мигрировать при сравнительно низкой температу-
ре и существенно изменять дислокационную структуру,
Кобальт обладает более высокой температурой плавле-
ния и большей величиной энергии самодиффузии
.(2,94 эВ), Для этого металла, так же как и для цинка
см. рис. 125), стадия А имеет очень большую протяжен-
ность для всех температур.
На стадии А величина у достигает 200%. На этом
участке кривая т—у характеризуется очень низким ко-
1 Энергия самодиффузии при комнатной температуре Вдоль гек-
‘сагональной оси (здесь наблюдается анизотропия коэффициентов
диффузии в отличие от кубических кристаллов) составляет 0,95 эЕ
для Zn, 0,79 эВ для Cd и 1,4 эВ для Mg.
204
;ффициентом упрочнения CU^G-10-4, что вызвано
скольжением по базисным плоскостям. Базисное сколь-
жение не вызывает существенных искажений решетки, и
пятна рентгеновской лауэграммы от деформированного
кристалла остаются еще резкими и после удлинения на
100%. Дислокации очень легко проходят сквозь кри-
сталл, встречая мало препятствий. Только небольшая
доля возникших дислокаций остается в кристалле после
деформации. Они легко удаляются путем восстанавли-
вающего отжига, протекающего без рекристаллизации.
Результаты количественной обработки фотографий со
следами скольжения по базисным плоскостям показы-
вают, что на стадии А среднее расстояние между линия-
ми скольжения б и длина L остаются постоянными. В со-
ответствии с этим п (число дислокаций на ступеньку
скольжения, вышедших на поверхность кристалла) при
низкой температуре линейно возрастает с увеличением
у и практически постоянно при комнатной температуре.
Для Zn при комнатной температуре среднее значение б
изменяется от 300 нм при у=04-5% до 45 нм при у=
=04-16%, а длина линий скольжения от 20 до 3 мм со-
ответственно. Число пя22-4-25.
На стадии В длина линий скольжения с увеличением
сдвига уменьшается от 0,56 мм (при* у=0,4-4-0,5) до
0,1 мм при у=1,8~-1,9, а число дислокаций на ступеньку
практически не изменяется. Уменьшение длины линий
скольжения подчиняется зависимости (104) для г. ц. к.
металлов. Однако для Zn значение /С=1,75-10-2 см, т. е.
примерно в 40 раз больше значения К для меди.
На стадии В наблюдается размытие следов сколь-
жения, т. е. разветвление следов четких линий скольже-
ния на множество более тонких линий, причем число ли-
ний и площадь размытия увеличиваются с ростом дефор-
маций.
Температурная зависимость критического сдвигающе-
го напряжения то состоит из двух участков: участка сни-
жения то до определенной для каждого металла темпе-
ратуры 70 (см. рис. 126, а) и участка постоянного значе-
ния то при 7>>Т0. Для чисто призматического скольже-
ния в кристаллах Zn и Cd величина то при комнатной
температуре в 10—20 раз больше, чем для скольжения
по базисной плоскости, и зависимость т(Г) имеет иной
характер (см. рис. 126,6). Величина 9л (Г) быстро
уменьшается от своего постоянного значения при низ-
205
ких температурах, обращаясь практически в нуль при
высоких температурах, за исключением кобальта
(рис. 127,а). Температурные зависимости 0В и 9С мало
исследованы. Сильная температурная зависимость 0а в
области высоких температур свидетельствует о значи-
Рис. 126. Температурная зависимость критического напряжения сдвига
для базисного (а) и призматического (б) скольжений в цинке и кадмии
Рис. 127. Температурная зависимость 0Л (Г) для Cd, Со, Mg, Zn (а) и
скоростная ©Л(Т) для монокристалла цинка при комнатной температу-
ре (б)
тельной роли термически активируемых процессов. Это
особенно отчетливо проявляется на скоростной зависи-
мости 0л(у) (рис. 127,6). При малых скоростях сдвига
в кристалле уже во время деформирования протекают
процессы возврата, что приводит к снятию внутренних
напряжений.
206
ОБЪЯСНЕНИЕ ЯВЛЕНИИ УПРОЧНЕНИЯ. Дефор-
мирующее напряжение по Зегеру
t = (109)
тс? учитывает процессы упругого взаимодействия;
•г« зависит от температуры только через упругую кон-
станту G, которая слабо изменяется с температурой, а
поэтому практически не зависит от температуры. В про-
тивоположность первому члену тв учитывает вклад в уп-
рочнение процессов пересечения дислокаций,- tg сильно
зависит от температуры.
Движущиеся по плоскости скольжения дислокации
пересекают лес дислокаций. Акты пересечения отдель-
ных дислокаций с лесом дислокаций сопровождаются
стягиванием расщепленных дислокаций; необходимая
для этого энергия зависит от температуры.
Для выяснения вопроса о том, какой термически ак-
тивируемый процесс контролирует тв, используют зави-
симость т(Г). При Т>Т0 процессы пересечения практи-
чески не дают вклада в величину т и оно определяется
тишь значением При Т<.То величина тв с понижени-
ем температуры возрастает. Продолжая кривую т(7') в
область низких температур, получим разложение тт=о =
=то на Tos и Tog- Зависимость т(Т’) аналогична зависи-
мости для г. ц. к. металлов. Согласно Зегеру в алюминии
из-за большой величины отношения E^.y/Gb важны лишь
процессы пересечения краевых дислокаций первичной
системы скольжения с винтовыми дислокациями леса.
Гексагональные металлы Mg, Zn и Cd также облада-
ют относительно большими значениями отношения
ЕЛ.у1ОЬ, т. е. здесь наблюдается та же зависимость, что
и в случае г. ц. к. металлов с высокой энергией дефекта
упаковки.
Изложенные соображения относительно критического
напряжения to относятся и к деформирующему напря-
жению тд в области низких температур, при которых не
происходит возврата. При высоких температурах наибо-
лее активна диффузия точечных дефектов, что будет
влиять на дислокационную структур. Поэтому следует
различать низко- и высокотемпературное упрочнение.
Аналогично (109) можно записать 0=Os+0g. При
низкотемпературной деформации, осуществляемой сколь-
жением по базисной плоскости, плотность дислокаций
леса остается постоянной (0g=0) и упрочнение сводится
207
/
к росту внутренних напряжений. Как и на стадии I для
г. ц. к. кристаллов, при расчете коэффициенту упрочне-
ния 0G в гексагональных кристаллах следует учитывать
только упругое взаимодействие между дислокациями,
так как расстояние между активными плоскостями сколь-
жения б<£ — протяженности зон скольжения.
ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНОЕ УПРОЧНЕНИЕ. Здесь
коэффициент 0s=/=O в отличие от низкотемпературного
упрочнения. Значение 0g может принимать положитель-
ные и отрицательные значения (наоборот, 0&>О всегда)
в зависимости,от того, приводит ли пластическая дефор-
мация к увеличению или уменьшению числа термически
активируемых актов и глубины их протекания. При этом
важную роль играют два процесса:
1. При коагуляции точечных дефектов возникают
призматические петли, которые могут, с одной стороны,
повышать число актов пересечения, а с другой — огра-
ничивать пути пробега дислокаций. Данные, полученные
с помощью просвечивающей электронной микроскопии,
подтвердили наличие этих процессов.
2. Точечные 'дефекты способствуют переползанию
дислокаций, вследствие чего внутренние напряжения
снимаются и, возможно, даже происходит аннигиляция
дислокаций. Об этом, в частности, свидетельствует на-
блюдающееся размытие следов скольжения, отчетливо
проявляющееся с увеличением деформации.
Стадия А. Экспериментально установлено, что:
1. Коэффициент упрочнения 0д цинка после деформа-
ции на стадии А полностью восстанавливается при ком-
натной температуре в течение 24 ч. Кратковременный
возврат на стадии А приводит к некоторому увеличению
0д по сравнению с начальным значением.
2. На стадии В 0В восстанавливается при комнатной
температуре не полностью.
3. Кривые, температурной зависимости 0д(Т) с повы-
шением температуры обнаруживают резкий спад (см.
рис. 127, а).
Эти явления обусловлены диффузией точечных де-
фектов, осаждающихся на дислокациях и вызывающих
переползание краевых дислокаций, которое может при-
вести к взаимной аннигиляции дислокаций противопо-
ложного знака. Точно так же можно объяснить зависи-
мость 0д(у) (см. рис. 127,6): при малых скоростях то-
чечные дефекты успевают исчезнуть еще во время дефор-
208
мации И, таким образом, снизить внутреннее напряже-
ние, тогДа как при больших скоростях возрастание полей
напряжений происходит так быстро, что влияние диффу-
зии точечных дефектов не успевает проявиться.
Наряду с процессом стока вакансий к дислокациям,
вызывающим разупрочнение, на стадии А происходят
упрочняющие процессы в результате образования приз-
матических дислокационных петель, обусловленные коа-
гуляцией точечных дефектов, и снижением пути свобод-
ного пробега дислокаций. Соотношение между двумя про-
тивоположными процессами разупрочнения (переполза-
ние дислокации) и упрочнения (образование призмати-
ческих петель) зависит от концентрации точечных дефек-
тов и плотности дислокаций. При небольших кон-
центрациях точечных дефектов они будут осаждаться
на дислокациях, а при высокой их концентрации и не
слишком большой плотности будут преобладать призма-
тические дислокационные петли, образовавшиеся путем
коагуляции точечных дефектов. С увеличением степени
деформации число призматических петель возрастает
настолько, что они ограничивают подвижность скользя-
щих дислокаций и стадия А переходит в стадию В.
Стадия В. Действие призматических петель на этой
стадии отражается экспериментально в уменьшении
длины пробега дислокаций в соответствии с соотноше-
нием (104). В результате 0в>0д. Призматические петли
действуют аналогично барьерам Ломер—Коттрелла в
г. ц. к. металлах и влияют в первую очередь на завися-
щую от температуры часть коэффициента упрочнения,
т. е. на 0G. Поэтому рост 0В необходимо связать с даль-
иодействующими полями напряжений.
Стадия С. Здесь происходит снижение коэффициента
упрочнения, которое, как и для стадии Л, можно объяс-
нить осаждением точечных дефектов на дислокациях.
Плотность дислокаций здесь становится настолько боль-
шой, что точечные дефекты вступают во взаимодействие
с дислокациями прежде, чем успевают коагулировать.
На стадии С число случаев размытия следов скольжения,
наблюдаемое по фотографиям линий скольжения, увели-
чивается. Это свидетельствует о переходе дислокаций на
новые плоскости скольжения путем взаимодействия с
точечными дефектами. Эксперименты показывают, что
вклад в деформирующее напряжение на стадии С
Сюлыпе, чём на стадиях А и В. Возможно, что вклад в
14—790
209
Ts на стадиях А и В вносят не только призматические
петли, но и поперечное скольжение. /
В заключение следует подчеркнуть существенную
разницу с г. ц. к. кристаллами, деформированными при
комнатной температуре, заключающуюся в том, что в
цинке уже при комнатной температуре протекают про-
цессы возврата, которые сильно влияют на упрочнение.
Это влияние выражается прежде всего в перестройке
дислокационной структуры, возникающей во время де-
формации;
ВЛИЯНИЕ ДРУГИХ ФАКТОРОВ НА ПАРАМЕТ-
РЫ КРИВОЙ т—у. Поверхностные пленки типа окисных
или покрытий существенно влияют на вид кривой т—у.
Скорость деформации кристалла цинка при постоянном
напряжении после удаления окисной пленки соляной
кислотой возрастает. Скорость деформации быстро
уменьшается, если на поверхность наносится слой меди.
Эксперименты с поверхностными пленками подтверж-
дают точку зрения о том, что на стадии А дислокации в
большом количестве выходят из кристалла. Поверхност-
ные пленки препятствуют этому процессу, что приводит
к скоплению дислокаций у границы раздела металл—
поверхностная пленка.
Примеси тоже влияют на параметры диаграммы
т—у. Повышение содержания примесей в цинке до 0,05%
(ат.) приводит к возрастанию критического сдвигового
напряжения до 3,5 раз; Од при этом уменьшается до
4 раз при комнатной температуре и в 1,3 раза при Т=
= 90 К. По данным Р. Бернера, повышение содержания
примесей свыше 0,05% (ат.) существенно не влияют на
параметры упрочнения.
4. ТЕОРИИ ДЕФОРМАЦИОННОГО УПРОЧНЕНИЯ
Предложено много теорий деформационного упрочнения, в основу
которых положены результаты непосредственных электронномикро-
скопических наблюдений дислокаций. Однако до настоящего време-
ни ни одна теория деформационного упрочнения не получила всеоб-
щего признания. Причина этому — сложность и многообразие явле-
ний, протекающих в процессах пластического деформирования.
Важность и необходимость этих теорий заключается в том, что, во-
первых, теоретическое описание дает основу для целенаправленных
экспериментов и способа обработки» экспериментальных данных,'во-
вторых, позволяет расчетным путем определить основные характе-
ристики кривой т — у и дать исчерпывающие ответы на вопросы о
механизмах пластической деформации и процессах, их контролиру-
ющих, в-третьих, создает базу для научно обоснованной разработки
210
технологии процесса деформации, а также создания материалов с
Повышенной прочностью.
В процессе пластической деформации движению дислокаций
препятствует ряд факторов, важнейшими из которых являются:
I) поля напряжений, созданные другими дислокациями; 2) границы
субзерен и зерен, атомы растворенных веществ, частицы других фаз
и поверхностные пленки. Поэтому для теоретического расчета кри-
вой упрочнения необходимо, придерживаясь позиции Зегера, отве-
тить на следующие вопросы:
1. Как расположены дислокации в пластически деформирован-
ном монокристалле? Ответ на этот вопрос позволяет определить
критическое напряжение на каждой стадии упрочнения.
2. Как изменяются с деформацией параметры исходной дисло-
кационной структуры и какие факторы (Т— температура, у и у —
деформация и скорость деформации и др.) влияют на эти измене-
ния? Ответ на этот вопрос позволяет вычислить ^т/^у=0(Т, у, у).
3. Какое необходимо приложить напряжение, чтобы заставить
дислокацию двигаться, по кристаллу? Деформирующее напряжение
и этом случае можно определить интегрированием 0(у) по у при
известных граничных условиях: т0, тл, Хит на каждой стадии.
УПРОЧНЕНИЕ, ВЫЗВАННОЕ ПОЛЯМИ ДАЛЬНОДЕЙСТ-
НУЮЩИХ НАПРЯЖЕНИЙ. Теория взаимодействия отдельных, дис-
юкаций (теория Тейлора, 1934 г.) основана на наличии поля даль-
не «действующих напряжений вокруг дислокаций. Основные гипотезы:
многие дислокации не достигают поверхности, а упруго взаимодей-
ствуя с другими дислокациями внутри кристалла тормозятся, об-
разуя сетку: деформация осуществляется движением отдельных
дислокаций.
Принимая среднюю длину пробега дислокаций за L, плотность
дислокаций за Ад, после заданной степени деформации у имеем
у-=АдЫ>. (ПО
Обозначая расстояние между двумя плоскостями скольжения
/, находим, что внутреннее напряжение т, необходимое для прохож-
дения одной дислокации мимо другой, определяется, исходя из по-
ля напряжений вокруг краевой и винтовой дислокации, соответст-
венно по формулам
т GZ>/2n(l — v) I и т = Gb/2nl. (Ill
Расстояние между дислокациями и плотность Ад связаны соотно-
шением Z=1^V Ад, подставляя которое в (111) и определяя
Л/д из (110) получаем параболическую зависимость между т и у:
t = feG(y6/L)0’s. (112)
Теория взаимодействия дислокационных комплексов (теория
Мотта) уточняет теорию Тейлора, приводя ее в большее соответст-
вие, с экспериментом. В частности, делается поправка на вторую
нпютезу. Здесь заменяется взаимное влияние индивидуальных дис-
локаций взаимодействием между группами дислокаций, испускае-
мых из источника (например, из источника Франка—Рида). Испу-
щенные дислокации в одной плоскости скольжения скапливаются у
препятствий (сидячих дислокаций), что приводит к увеличению внут-
реннего напряжения в голове скопления. Дислокационные скопле-
ния с п дислокациями рассматриваются как сверхдислокация с век-
14*
211
тором Бюргерса nb. Общая длина скопления 2L, а каждый отрезок
дислокации пробегает длину L при расстоянии между плоскостями
скольжения 6. Плотность групп скоплений р=1/(Лб), а среднее рас-
стояние между скоплениями 1=1 : Ур= (L6)°’5. Подставляя полу
ное значение 6 для сверхдислокации мощностью nb, имеем
т = Gnb/2n (L6)0,5. (113)
Пластическая деформация у определяется суммированием де-
формаций от каждого скопления, т. е.
у = nbL/Ld = nb/6. (114)
Подставляя 6 из (114) в (113), окончательно имеем, как и в
(112), параболическую связь между т и у:
Т=(б/2л)(уп6/£)0-5. (115)
Однако, как видно из экспериментов, для большинства монокри-
сталлов характерна не параболическая, а линейная зависимость т—
у на стадиях А или /. В этом заключается недостаток рассмотрен-
ных выше ранних теорий деформационного упрочнения.
Теория Зегера предполагает, что на стадиях I или А упрочне-
ние происходит благодаря дальнодействующему взаимодействию да-
леко отстающих одна от другой дислокационных петель в первичной
системе скольжения. По достижении напряжения т N источников
дислокаций в единице объема испускает п дислокационных петель.
Каждая петля согласно экспериментальным данным перемещается
на большее расстояние L. Петли расположены в соседних плоско-
стях скольжения на расстояниях 6<с£.
Рост напряжений йт происходит в результате увеличения числа
петель на dn, что приводит к росту деформации на dy. Используя
(ПО), получаем выражение для dy:
dy = LbdN^ — Lbd (NLn) = bNL2 dn. (116)
Согласно принятым понятиям и определениям для N, 6 и L
^меем
NdL2 = 1, (117)
так что
dy = (b/d) dn. (118)
Образование dn новых дислокационных петель вызовет увеличе-
ние внутренних напряжений тв на с?Тв, которая согласно (111) опре-
деляется так:
Gb
2nL
Когда dx=dxBf дальнейшая генерация петель прекращается.
Подставляя (118) в (119), находим
= 0Л = dr/dy = G6/2nL. (120)
Более точные расчеты, предложенные автором теории, дают по-
добное (120) выражение:
6_\0,75
L /
8G
“ Qa= 9л
dn.
(П9)
(121)
dx^ —
212
при подстановке в которое типичных значений величин, входя-
щих в формулу (121); ‘ 6 = 30 нм, Л = 0,5 мм, дает
согласующиеся с экспериментом результаты для 0i~3-10-4G.
Таким образом, теория Зегера удовлетворительно описывает
упрочнение на стадиях I и А.
Теория Зегера удовлетворительно характеризует также упроч-
нение на стадии А упрочнения, где увеличение 0ц и деформирующе-
го напряжения связано с температурно-независимым вкладом от
полей напряжения дислокаций на первичных плоскостях скольже-
ния, а не с компонентой, относящейся к взаимодействию с «лесом»
дислокаций, которая зависит от температуры. Линии скольжения
здесь становятся более короткими в результате увеличения числа
барьеров Ломер—Коттрелла. Для второй стадии Зегер предлагает
соотношение
d%!dy= 0П « pG/бл2, (122)
где р —0,5 — постоянная.
Из (122) видно, что упрочнение не зависит от длины линий
скольжения.
Деформирующее напряжение на стадии III определяется форму-
лой (106).
ТЕОРИИ УПРОЧНЕНИЯ ПОЛЯМИ БЛИЗКОДЕЙСТВУЮ-
ЩИХ НАПРЯЖЕНИЙ. Согласно теории Гилмана за движущейся
дислокацией остаются дислокационные диполи (рис. 128), представ-
ляющие собой две параллельные дислокации противоположного зна-
ка. Дислокационные диполи, существование которых подтверждено
электронномикроскопическими исследованиями, взаимодействуют с
последующими дислокациями, поэтому движение последующих ди-
слокаций затрудняется. Чем больше величина деформаций, тем
больше остается диполей и труднее продвижение дислокаций.
По теории Кулъман-Вилъсдорф предпочтение отдается пересе-
чению дислокаций с дислокационными сплетениями, также наблю-
даемыми при электронномикроскопических исследованиях. Меха-
низм образования дислокационных сплетений называют «процес-
сом ветвления». Он заключается в том, что движущиеся дислокации
оставляют за собой пересекаемые дефекты, в результате чего позади
движущейся дислокации образуются дислокационные диполи, ва-
кансий и небольшие дислокационные петли, которые возникают в
результате осаждения вакансий. Указанные дефекты искривляют
прямолинейные дислокации: этому способствует также поперечное
скольжение. В конце концов первоначальная форма прямолинейных
дислокаций настолько изменяется, что они принимают вид сплетений.
Дислокационные сплетения распределены неравномерно. Поэтому
па стадии I упрочнения дислокации заполняют места между спле-
тениями, т. е. свободные области кристалла, создавая квазиравно-
мерную плотность сплетений. Затем на стадии II плотность сплете-
ний в результате пересечения с движущимися дислокациями возрас-
тает, расстояние между сплетениями уменьшается, вызывая рост
деформирующего напряжения. При этом стадия III объясняется
преобладанием поперечного скольжения.
Теория Хирша и Мотта предполагает, что основной причиной
деформационного упрочнения на стадии II является наличие ступе-
нек на линиях дислокаций (см. гл. II). Предполагается, что ступень-
ки образуются при пересечении линий дислокаций с «лесом» непод-
213
вижных дислокаций. В г. ц. к. металлах ступеньки на движущихся
дислокациях могут привести к образованию рядов точечных дефек-
тов или дислокационных диполей (рис. 129). Ступеньки способны
двигаться вместе с остальной частью дислокации, если они образо-
ваны на краевой дислокации. Для винтовых дислокаций неконсер-
вативное движение ступеньки вместе с дислокационной линией энер-
гетически невыгодно (см. гл. II); В этом случае за движущейся
дислокацией образуются вакансии или межузельные атомы. Сту-
пеньки уменьшают подвижность дислокаций, способствуя упрочне-
Рис. 128. Двойное поперечное скольжение и образование двух дислокационных
диполей в разные моменты времени:
а — переход винтовой дислокации из плоскости I в плоскость II в результате
поперечного скольжения; б —поперечное скольжение отрезка ЛЛР в плоско-
сти II; в — образование новой дислокационной петли в случае значительного
напряжения; г — образование диполя NM и РО, когда напряжение недостаточ-
но велико для образования петли по типу на рис. 128, в
нию. С увеличением числа дислокаций повышается плотность сту-
пенек и деформирующее напряжение возрастает.
Перечисленные выше теории упрочнения, как и простейшие пер-
вые, дают количественную связь между т и у, однако, как видно из
их описания, каждая теория берет в основу лишь часть фактически
наблюдаемых в процессе деформирования явлений.
ТЕОРИЯ ТЕМПЕРАТУРНОЙ ЗАВИСИМОСТИ ДЕФОРМИ-
РУЮЩЕГО НАПРЯЖЕНИЯ ДЛЯ Г. П. У. И Г. Ц. К. МОНОКРИ-
СТАЛЛОВ. Наиболее важными термически активируемыми процес-
сами, связанными с пересечением дислокаций при их движений, яв-
ляются:
1) образование порогов на перетяжках расщепленных дисло-
каций;
214
об-
при
Рис. 129. Различные стадии (а—а)
разования дислокационного диполя
движении ступеньки
2) образование порогов при пересечении дислокаций;
3) генерация точечных дефектов движущимися порогами на дис-
локациях преимущественно винтовой ориентации.
Температурная зависимость
напряжения течения, обуслов-
ленная процессами 1 и 2, рас-
। матривается ниже и примени-
ма для анализа пластической
деформации гексагональных и
i. ц. к. металлов.
Полная энергия Ut необ-
ходимая для того, чтобы ди-
слокация перерезала дислока-
ционный лес, является функ-
цией силы Р, которая действу-
ет на перерезающую дислока-
цию в точке пересечения. Чис-
ло актов перерезания (пересе-
чения) и, следовательно, общая скорость деформирования будут
висеть от температуры по уравнению Аррениуса:
Y = YoexP [-U(P)lkT\>
Y() = NPbv0,
за-
(123)
(124)
где N— число пересечений на единицу объема; F — площадь, заме-
таемая дислокационной линией после процесса перерезания под дей-
ствием малых напряжений (рис. 130, tz); b — вектор Бюргерса пере-
резающей дислокации; Vo — частота, на два порядка меньшая деба-
евской.
Сила Р вызывает понижение полной энергии U (Р), необходи-
мой для пересечения. Разложив U (Р) в ряд Тейлора и воспользо-
вавшись двумя первыми членами, получим
Z/(P) = [/0 — dP. (125)
В уравнении (125) произведение dP равно работе, совершаемой
силой Р, действующей на линию дислокации, при одинарном пересе-
чении с дислокацией леса. Энергия активации процесса U понижает-
ся на величину dP. Оставшаяся энергия Uo должна быть обеспечена
термическими флуктуациями (d— средний эффективный диаметр
«препятствия», которое преодолевается при помощи комбинирован-
ного действия термических флуктуаций и приложенных напряжений).
Сила Р является функцией компоненты сдвигового напряжения
(я, действующего локально на препятствие. Величина Ts равна раз-
ности между приложенным сдвиговым напряжением т и дальнодей-
ствующим напряжением tg, обусловленным упругим взаимодей-
ствием:
= т t:g .
(126)
Если обозначить длину индивидуальных дислокационных сегмен-
тов через /о (см. рис. 130, а), то зависимость между Ts и Р выразит-
ся формулой
P = TS/O&.
(127)
215
Подставляя (127) в уравнение (125), получим
U = — v%s , (128)
гда v = bdln — так называемый активационный объем процесса.
Простейшее предположение в соответствии с уравнением (125)
состоит в том, что v в первом приближении не зависит от Ts. Тогда
Рис. 130. Перерезание растянутых дислокаций и основные пара-
метры пересечения
получаем согласующуюся с экспериментом (см., например,
рис. 126, а) линейную зависимость Ts от температуры:
' Uo — kT In у0/у
т = rs + tg = rG H------------------ для T < To;
V
(129)
t/o
T — T/j для TQ — . I
0 k In y0/y
Дислокации, удерживаемые отдельными дислокациями леса, под
действием больших, чем рассмотренный выше случай, сдвиговых на-
пряжений будут прогибаться. Это увеличивает вероятность встречи
дислокации с лесом и уменьшает эффективное расстояние между
дислокациями леса. Прогибание приводит к уменьшению среднего
расстояния (рис. 130, б) между* Точками пересечения. Расчет дает
для среднего эффективного расстояния между точками пересечения
следующее выражение:
3 ---------
/ср = 1.5 у l2wGb/ts, (130)
216
где lw — среднее расстояние между отдельными дислокациями леса
и любом направлении на плоскости скольжения.
Из уравнения (127) получаем, что сила, действующая в точке
пересечения,
/’=1,56 }/Gbl^s . (131)
Энергия активации перерезания пересекающихся дислокаций
// = //„ — X^db^Gbi^^ . (132)
Если активационный объем, определяемый уравнением (128),
твисит от касательного напряжения Ts, то удобно ввести дифферен-
циальный активационный объем:
, dU
V ” dx
T=const
= о (т) + ts
dv(r)
dr
(133)
где из уравнения (132) имеем
v' = db G6/Pw xs (134)
В уравнении (134) lw равно среднему расстоянию между дисло-
кациями леса, которое в свою очередь связано с плотностью леса
дислокации:
X>w=i/l2w. (135)
Наконец, температурную зависимость получаем из уравнений
(123) и (124):
гз =
Uo--kT In (у0/у)
1,5 bd^Gb/p^,
з
2
На рис. 131 представлена температурная зависимость согласно
уравнениям (129) и (136), которые отвечают двум различным допу-
щениям об активационных объ-
емах.
В рассматриваемом при-
ближении Ts исчезающе мало
при температурах выше
T0 = <70Mln(;o/v). (137)
При температурах Т>Т0
общее напряжение течения т=
=Tg, т.е. деформирующее на-
пряжение определяется только
дальнодействующими полями
напряжений и температурная
зависимость связана с терми-
ческой активацией косвенно,
через упругие постоянные. По-
лученные формулы удовлетво-
рительно согласуются с темпе-
ратурными зависимостями де-
(136)
Рис. 131. Температурные зависимости
деформирующего напряжения (напря-
жение течения), определяемые по фор-»
мулам (129) (сплошные линии) и (136)
(штрих-Нунктирная линия)
217
формирующего напряжения для г. ц. к. и гексагональных
металлов.
ОБЩЕЕ ПРЕДСТАВЛЕНИЕ ОБ УПРОЧНЕНИИ И СОПРОТИВ-
ЛЕНИЯМИ Л АСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ МОНОКРИСТАЛЛОВ.
Вклады в макроскопическое напряжение течения Ts двух или более
процессов, каждый из которых может быть термически активиру-
емым, аддитивны. Поэтому величину Ts можно представить в виде
TS =ТП-Н + тл + ТПР + тд.ч + Тт.Д’
где тп_н—сопротивление движению дислокаций, оказываемое са-
мой кристаллической решеткой и определяемое напряжением Пай-
ерлса — Набарро; тл — сопротивление движению скользящей дисло-
кации, оказываемое другими дислокациями в кристалле, в частности
дислокациями «леса»; тПр — сопротивление взаимодействия дислока-
Рис. 132. Образование двой-
ного перегиба на дислокации
Г/ Гг Т,К
Рис. 133. Теоретическая зависимость
критического напряжения сдвига от
температуры
ций с растворенными атомами примесей; тд.ч — сопротивление, обу-
словленное взаимодействием с дисперсными частицами второй фазы;
тт.д — сопротивление, обусловленное взаимодействием дислокаций с
вакансиями и другими точечными дефектами.
Сопротивление кристаллической решетки движению дислокаций
(Тп—н)> сопротивление кристаллической решетки и торможение дис-
локации самой решеткой называют напряжением Пайерлса — Набар-
ро Тп—н » которое обусловлено наличием периодических потенциаль-
ных барьеров с периодом, равным межатомному расстоянию. Потен-
циальные барьеры преодолеваются дислокациями с помощью
термической активации (например, по механизму двойных перегибов)
по следующей схеме. Если приложенное к дислокации напряжение
т<т^_нпРи О К, то дислокация упруго сместится из своего перво-
начального положения AqBqCq в канавке потенциального рельефа в
параллельное положение АВС (рис. 132). Под действием тепловой
флуктуации на дислокации образуется дислокационная петля АВ'С,
содержащая два перегиба: АВ' и В'С. При размерах петли больше
критического перегибы разбегаются, а, дислокация, перескакивая че-
рез новое равновесное состояние А0В0.С0, без нагрузки переходит в
следующее равновесное под нагрузкой положение А"В"С".
Энергия образования двойного перегиба за счет термической
218
флуктуации без напряжения 2£/д.п связана с напряжением Пайерлса
тп—Н и энергией образования двойного перегиба Ел.п при напряже-
. о
нии т<тп_н-
Для всех видов барьеров Ел.п = 2ил.п при т=0. Отношение
£д.п/2С/д.п сравнительно слабо зависит от формы потенциального
барьера и с достаточно хорошим приближением его можно аппрок-
симировать прямой линией: Ел.п/2ид.п = 1—Т/Тп--Н» которую целесо-
образно представить в виде £д.п=2(/д.п—vx, где и=2^д.п/т°п_н —
активационный объем.
Преодоление потенциального барьера 2£7Д.П при образовании
двойного перегиба существенно облегчается при повышении темпера-
туры за счет термической флуктуации и оказывается вероятным при
меньшем, чем тп__Н’ напряжении т. Поэтому пайерлсовский механизм
приводит к резкой температурной зависимости напряжение сдвига т,
которое изменяется от н ПРИ О К до
т=[217д.п —ЛТ1п (М/у )]/о,
где 1пМ слабо зависит от температуры.
При температурах ниже 7\ характер зависимости т(Т) линейный
(рис. 133), при высоких (выше Т2) —экспоненциальный. Сопоставле-
ние этих результатов с экспериментальными для широкого класса
кристаллов, по данным В. И. Трефилова, показало вполне удовлетг
ворительное соответствие.
Возможность диссоциации винтовой дислокации на частичные,
расположенные в металлах с о. ц. к. решеткой в нескольких плоско-
стях типа {112} или {110}, и образование сидячей дислокационной
конфигурации являются основной причиной торможения дислокаций
кристаллической решеткой. В этом случае высокое сопротивление дви-
жению дислокаций обусловлено необходимостью стягивания расщеп-
ленной дислокации с последующей рекомбинацией и образованием
перетяжек, способных скользить в кристаллической решетке, посколь-
ку эти процессы связаны со значительным увеличением энергии дис-
локации. Модель диссоциации и рекомбинации винтовых дислокаций
удовлетворительно объясняет температурную зависимость сопротив-
ления кристаллической решетки движению дислокации, высокий уро-
вень напряжения течения при 0 К для о. ц. к. металлов, а также
меньшую подвижность винтовых дислокаций по сравнению с краевы-
ми. Атомы внедрения могут стабилизировать сидячую дислокацион-
ную конфигурацию и понижать вероятность образования перетяжки
па расщепленной дислокации, что приводит к возрастанию напряже-
ния Пайерлса при увеличении концентрации примесей внедрения.
Сопротивление скольжению (тл), оказываемое дислокациями в
кристалле, обусловлено как дислокациями «леса», лежащими в плос-
костях, пересекаемых скользящей дислокацией, так и упругим взаи-
модействием с дислокациями, расположенными в плоскостях, парал-
лельных плоскости скольжения.
В соответствии с теоретическими и экспериментальными иссле-
дованиями тл удовлетворительно отписывается соотношением
тл — P.G&T1H Vр ,
где р— суммарная плотность дислокаций; ц— коэффициент, кото-
рый обычно составляет 0,2—1,0 и определяется экспериментально.
219
Наблюдается уменьшение параметра ц с повышением температу-
ры вследствие облегчения перерезания дислокаций «леса» при высо-
ких температурах благодаря термически активируемым процессам.
Параметр т]н характеризует равномерность распределения дис-
локаций: при равномерном распределении дислокаций тщ=1. При об-
разовании ячеистой структуры т]н< 1, причем чем четче сформирова-
на ячеистая структура, тем ниже значение т]н.
Сопротивление скольжению тл, как впервые отметил Зегер, обу-
словливает температурную зависимость критического напряжения
сдвига металлов с г. п. у. и г. ц. к. решеткой. Сопротивление тл
складывается из температурно-независимой (tg) и температурно-
зависимой (ts) составляющих, при этом Tg обычно отождествляется
с сопротивлением дислокаций в параллельных плоскостях скольже-
ния (полях дальнодействия), a Ts — с пересечением дислокаций ле-
са. Преодоление дислокаций леса существенно облегчается термиче-
ской активацией. Для металлов с о. ц. к. решеткой температурная
зависимость тл слабее, чем температурная зависимость тп—н, и в
отличие от г. п. у. и г. ц. к. кристаллов ее практически можно не
учитывать.
Сопротивление движению дислокаций тпр, оказываемое атомами
растворенных элементов. Взаимодействие дислокаций с атомами ра-
створенных элементов (а. р. э.) бывает трех типов.
1. Дислокации подвижны, а. р. э. неподвижны, что приводит к
сопротивлению трения, которое рассматривается в настоящем раз-
деле.
2. Дислокации неподвижны, а. р. э. подвижны, что приводит к
блокированию дислокаций примесью. Под действием соответствую-
щего напряжения при низких температурах, когда а. р. э. становят-
ся неподвижны, дислокации могут оторваться от блокирующих их
атомов и скользить в кристалле.
3. Дислокации и а. р. э. подвижны, что приводит к явлению ди-
намического деформационного старения, к появлению прерывистого
течения при растяжении и др.
Упрочнение первого типа обычно связывается с влиянием эле-
ментов, образующих растворы замещения и внедрения. При этом
рассматривается взаимодействие дислокаций с примесью вследствие
несоответствия размеров атомов, которое определяется параметром
г= (\/a) da/de (а — параметр решетки, С — концентрация легирую-
щего элемента), а также упругих модулей, которое определяется па-
раметром 7?= (1/G)dG/dc. Эти типы взаимодействия могут быть
рассчитаны в рамках теории упругости, поскольку они обусловлены
полями Дальнодействия. Кроме того, возможно взаимодействие типа
близкого действия, определяемое электростатическим взаимодействи-
ем ядра дислокации с а. р. э. Напряжение тпр в области, где оно
не зависит от температуры, т. е. определяется дальнодействием, мо-
жет быть рассчитано из соотношения Tnp=2G8^2 с1/2, где 2=1/760;
8а=^,+аог — параметр несоответствия (а0 = 3 для краевой дислока-
ции и а0 =16 для винтовой) ; 7?'=7?/1 + |7?|/2.
Зависимость тпр — с0’5 хорошо выполняется для металлов при
небольших содержаниях легирующих элементов.
Скорость образования на дислокационных линиях двойных пе-
регибов N определяется при наличии а. р. э. так:
voexp [-—t/^Tj/^rj^cogVoexp [—U2(x)/kT]t
220
me /71 (т)—энергия образования двойного перегиба в кристалличе,-
i кой решетке, не содержащей прймеси; U2(x)—энергия образова-
ния двойного перегиба вблизи растворенного атома примеси; v0 —
частотный фактор; и со2 — вероятности образования двойных пе-
регибов далеко от примесного атома и вблизи его.
Если рядом с дислокационной линией длиной L имеется хоть
оцин примесный атом, вблизи которого ^2(т) </71(т), то локальная
вероятность образования двойного перегиба увеличивается и дислока-
ция переместится на расстояние Ь. Если в каждом следующем атомном
ряду будет находиться хоть один атом примеси, то именно вблизи
него будет образовываться двойной перегиб и энергия активации
процесса будет определяться величиной £/2(т). Если А=10~4 см;.
/» =2-10-8 см, то количество необходимой для этого примеси соста-
вит /?/А = 0,02%. При этом сопротивление кристаллической решетки
(тп—н) может существенно снизиться.
В связи с описанным процессом представляет интерес явление,,
которое получило название разупрочнения при легировании и заклю-
чается в уменьшении критического напряжения сдвига в о. ц. к..
кристаллах при добавлении небольшого количества легирующего
элемента. Разупрочнение при легировании обычно наблюдается при
комнатной температуре и ниже, т. е. в той температурной области,
где термически активируемое преодоление барьеров Пайерлса в зна-
чительной степени определяет величину критического напряжения
сдвига (рис. 134).
Упрочнение, обусловленное наличием дисперсных частиц второй
фазы (тд.ч)? может быть прямым и косвенным. Прямое упрочнение
обусловлено' непосредственным взаимодействием дислокаций с
дисперсными частицами, которые являются барьерами для скользя-
щих в процессе пластической деформации дислокаций. Косвенное
взаимодействие связано с возможностью повышения стабильности
неравновесного структурного состояния и повышения температуры
рекристаллизации при наличии дисперсных частиц второй фазы.
Здесь рассматривается прямое взаимодействие. В модели Орована
движение дислокаций рассматривается в мягкой и вязкой матрице,
содержащей жесткие равноосные частицы упрочняющей матрицы.
По Оровану, напряжение определяется необходимостью выгнуть дис-
локацию между соседними частицами в полуокружность диаметром
Х(Х — расстояние между частицами). Поэтому тд.ч=2Е/&Х, где Г=
= ОЬ2/2— линейное натяжение. Тогда тд.ч=(?^/Х.
Вводя объемную концентрацию упрочняющей фазы fv и учиты-
вая, что
(г — радиус частицы), получаем окончательно
3/— /
Тд.ч ~ 0,6G&3T fv / г.
Таким образом, упрочняющий эффект существенно зависит от раз-
мера частиц и более слабо — от общего содержания второй фазы.
Взаимодействие дислокаций с точечными дефектами. Упрочне-
ние твердого раствора под влиянием атомных (точечных) дефектов
может быть качественно различным. Атомные дефекты можно под-
разделить на слабо взаимодействующие с дислокациями и сильно
221
или одновалентные ионы
6, ЛПа
ООО
400
200
О 4 8 12
Re, % (агп.)
Рис. 134. Разупрочнение при
легировании в монокристал-
лах
взаимодействующие с краевыми и винтовыми дислокациями. Нали-
чие первых из них вызывает медленное упрочнение. При увеличении
концентрации дефектов, характеризуемой их атомной долей с, уп-
рочнение de/de составляет (0,1—0,01) G. В то же время сильно
взаимодействующие с дислокациями дефекты вызывают резкое (при-
мерно на два порядка более высокое) упрочнение.
Атомы внедрения в металлах с о. ц. к. решеткой и атомы внед-
рения меди в ее собственной решетке вызывают большую тетраго-
нальность и приводят к резкому упрочнению. В то же время атомы
[мещения в металлах с о. ц. к. решеткой,
атомы внедрения в металлах с г. ц. к.
решеткой вызывают слабое упрочнение.
Известно несколько основных физи-
ческих процессов, обусловливающих
взаимодействие между точечными дефек-
тами и дислокациями. Так, упругое
взаимодействие обусловливает миграцию
атомов примеси в областях ядра дисло-
каций и приводит к образованию сегре-
гаций (облака Коттрелла). Энергия вза-
имодействия дислокаций с примесями
внедрения о. ц. к. решетки высокая (£«
«0,55 эВ для углерода и азота в а-же-
лезе), а в г. ц. к. решетке низкая (£«
«0,08 эВ для водорода в никеле). Ва-
кансии в металлах с кубической решет-
кой не вызывают заметных объемных
искажений и не создают дальнодейству-
ющих полей сдвиговых напряжений. По-
этому обычно взаимодействие между
дислокациями и вакансиями в этих ме-
таллах слабое (£«0,02 эВ).
Сравнительно высока энергия электростатического взаимодейст-
вия для металлов с о. ц. к. решеткой, равная примерно коттреллов-
ской. Электростатическое взаимодействие между ионами примеси и
дислокацией возникает потому, что около ядра дислокация сущест-
вует электрический дипольный заряд, который в металлах экрани-
рован электронами проводимости и сохраняется только на малых
расстояниях около ядра дислокаций.
На характер электростатического взаимодействия примесей с
дислокацией влияют знак и величина заряда иона примеси.
Химическое взаимодействие (атмосфера Сузуки) обусловлено
различной растворимостью атомов примесей в совершенной решетке
и в дефектах упаковки на* расщепленных дислокациях. Этот вид
взаимодействия характерен для металлов с плотноупакованной ре-
шеткой и значительно слабее (£«0,1 эВ) упругого и электрического
взаимодействия.
Взаимодействие, вызванное упорядочением, возникает в поле
упругих напряжений дислокаций (атмосферы Сноека). Известно,
что атомы внедрения в твердых? растворах с о. ц. к. решеткой могут
располагаться в октаэдрических порах, соответствующих трем воз-
можным направлениям тетр атональности: [100], [010], [001]. В поле
напряжений дислокации первоначальная равновероятность заполне-
ния пор всех трех типов нарушается, поскольку энергия искажений
зависит от способа заполнения. Вероятность заполнения пор с низ-
222
i. ой энергией увеличивается и возникает определенное упорядоче-
ние. Величина напряжения, необходимого для отрыва дислокаций от
атмосферы Сноека, не зависит от температуры.
Величина сопротивления, создаваемого точечными дефектами,
и.д связана с типом упрочнения и концентрацией дефектов. При
упрочнении примесями внедрения металлов с о. ц. к. решеткой
। г-д пропорционально с0’5.
РЕКОМЕНДАТЕЛЬНЫЙ БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК
Бернер Р., Кронмюллер Г. Пластическая деформация монокри-
сталлов. М., «Мир», 1969. 272 с. с ил.
Павлов В. А. Физические основы пластической деформации ме-
таллов. М., Изд-во АН СССР, 1962. 198 с. с ил.
Трефилов В. И., Мильман Ю. В., Фирстов С. А. Физические ос-
новы прочности тугоплавких металлов. Киев, «Наукова думка», 1975.
314 с. с ил.
Физическое металловедение. Под ред. Р. Кана, т. I. М., «Мир»,
1967. 333 с. с ил.
Хоникомб Р. Пластическая деформация металлов М., «Мир»,.
1972. 408 с. с ил.
ГЛАВА V
ПЛАСТИЧЕСКАЯ ДЕФОРМАЦИЯ
ПОЛИКРИСТАЛЛОВ
Поликристаллы при пластической деформации ведут се-
бя иначе, чем монокристаллы, так как зерна, из которых
они состоят, имеют разную ориентировку. Для сохране-
ния в процессе деформации сплошности по границам
необходимо действие нескольких независимых систем
скольжения в каждом зерне. Число систем скольжения
может быть уменьшено' (по правилу Мизеса их должно
быть пять) при наличии межзеренного проскальзывания
пли для некоторых частных случаев разориентаций
между отдельными зернами. Однако всегда наличие гра-
ниц приводит к тому, что простое скольжение отсутствует
и деформация в каждом кристаллите начинается мно-
жественным скольжением. Поэтому поликристаллы уп-
рочняются интенсивнее, чем монокристаллы.
I. ВЛИЯНИЕ ГРАНИЦ ЗЕРЕН
НА ПРОЦЕСС ДЕФОРМАЦИИ И ВИД КРИВОЙ т-у
Если на поликристалл действует возрастающее растяги-
вающее напряжение сг, то сначала пластическая дефор-
мация происходит в наиболее благоприятно ориентиро-
223
ванных зернах, т.. е. в кристаллах с наибольшими приве-
денными касательными напряжениями по одной из си-
стем скольжения. В остальных зернах деформация нс
выходит за пределы упругой. Возникает неравномер-
ность распределения деформаций — одни зерна дефор-
мированы только упруго, а в других наблюдаются локаль-
ные микродеформации порядка ем=10-44-10-5.
Рис. 135. Микродеформации
на участке 0>е>ем и мак-
роскопический предел упру-
гости поликристалла ам
Условимся называть микро-
скопическим пределом упругости
(Ум напряжение, по достижении
которого пластически деформиру-
ются все зерна. Границы зерен,
препятствуя развитию легкого
скольжения, повышают микро-
скопический предел упругости
поликристалла по сравнению с
критическим напряжением моно-
кристалла, при этом увеличива-
ется коэффициент деформацион-
ного упрочнения. При напряже-
ниях, меньших Ом, наблюдаются
локальные пластические микро-
деформации с постепенным во-
влечением отдельных зерен в процесс пластической де-
формации. При (У<(Ум наблюдается отклонение от за-
кона Гука.
Зависимость о—г на стадии микродеформации обыч-
но параболический (рис. 135). Протяженность ее зависит
ст размера зерна, т. е. 8м~Лб/3(а—<у0)2, где Ли оо —
приблизительно константы; <у —действующее напряже-
ние; d — средний размер зерна.
При деформациях 8 свыше 8М контакт по границам
зерен сохраняется. Отсюда следует, что соседние кри-
сталлиты деформируются при совместном взаимодейст-
вии, при этом должны удовлетворяться условия микро-
скопической и макроскопической сплошности.
Первое условие непрерывности, а именно микроскопи-
ческой сплошности, заключается в том, что под действи-
ем внешних сил дислокация не может (если речь идет о
невысоких температурах) выйти из кристаллита путем
образования сдвиговой ступеньки, так как этому мешает
соседнее зерно. Дислокации могут лишь приближаться
к границам зерна. Таким образом, дислокации от актив-
ных источников В зерна I (рис. 136) приходят к границе
224
iepna II, благоприятно ориентированного для скольже-
ния, и задерживаются у границы, создавая внутри зерна
/ п в соседних зернах напряжения, противодействующие
приложенному напряжению, и, таким образом, эффек-
HIBHO упрочняют металл.
По мере того, как приложенное напряжение растет
и все больше дислокаций достигает границы р, создан-
ные ими локальные напряжения возрастают и становят-
ся достаточными для приведения в действие источника А
дислокаций в соседнем зерне (см., например, зерно II на
Рис. 136. Схема инициирования скольжения (или двойникования)
в соседнем зерне поликристалла в некоторой точке А, удален-
ной от вершины плоского нагромождения дислокаций р на рас-
стояние и
рис. 136). Первыми начинают действовать источники,
дислокации от которых выходят к границе зерна при-
мерно в том же месте, где и группа дислокаций кристал-
i;i I.
Таким образом, дислокации не могут непосредствен-
но перейти из одного зерна в другое (Набарро показал,
ч го напряжение сдвига оказывается очень высоким —
одного порядка с теоретическим сопротивлением сдвигу),
поэтому распространение скольжения от одного зерна к
другому осуществляется путем возбуждения источников
дислокаций в соседнем зерне (II) под действием кон-
центрации напряжений у вершины полосы скольжения
к зерне I (см. рис. 136). В этом случае наиболее эффек-
Н1В1Ю нейтрализуются напряжения от скопления дисло-
каций в зерне I. При достижении такого напряжения
। днпг пересекает границу, поле напряжений около ско-
пившихся ранее дислокаций ослабевает (релаксация на-
пряжений), создаются условия для дальнейшей пласти-
1Ь 790
225
ческой деформации. Для схемы движения дислокаций на
рис. 136 границы зерен являются своеобразными барье-
рами, поэтому в данном случае говорят о барьерном
воздействии границ зерен или барьерном упрочнении.
В однофазных о. ц. к. и г. ц. к. поликристаллах сколь-
жение в смежном кристаллите происходит относительно
легко, так как из-за большого числа систем скольжения
в соседних кристаллитах всегда найдется благоприятная
ориентировка для скольжения. Барьерное упрочнение в
таких металлах не будет эффективным вплоть до высо-
ких напряжений. В указанном случае различие в упроч-
нении и пластичности моно- и поликристаллов будет не
столь резким. Барьерное упрочнение важно для метал-
лов с гексагональной решеткой, деформируемых при
комнатной температуре. В этих условиях есть только од-
на плоскость легкого скольжения, и лишь немногие зер-
на ориентированы благоприятно по отношению к прило-
женному напряжению. Поэтому гексагональные моно-
кристаллы, ориентированные для базисного скольжения,
медленно наклепываются вплоть до значительных де-
формаций, а поликристаллические образцы (рис. 137)
упрочняются гораздо быстрее. Пластичность поликрис-
талла значительно меньше пластичности монокристалла.
С повышением температуры возможно скольжение в
плоскостях, кроме базисной (см. гл. III и IV), при этом
поликристаллические'образцы проявляют большую пла-
стичность и меньшую склонность к наклепу.
В металле, содержащем твердую, фактически неде-
формируемую фазу, сдвиг никогда не может пересечь
границ; барьерное упрочнение приводит к существенно-
му увеличению напряжений.
Особенность барьерного упрочнения заключается в
том, что границы зерна создают действующие на дисло-
кацию силы близкодействия. Коттрелл и Мак Лин при-
водят расчеты Джесвона и Формэна, согласно которым
единичная дислокация в результате воздействия каса-
тельного напряжения, равного 10-5G, располагается от
границы зерна на расстоянии пяти атомных диаметров.
Необходимо иметь в виду, что у границы зерна на дис-
локацию действует две противоположно направленные
силы. С одной стороны, она притягивается к границе,
так как атомы на границе далеки от упорядочения, и
энергия несоответствия границы изменится не намного,
если в границу вольются искажения, имеющиеся у цент-
226
ра дислокации. С другой стороны, силы от соседнего
кристаллита, расположенные по другую сторону от гра-
ницы, — противоположные силы, вызванные различием
ориентировок зерен по обе стороны от границы, оттал-
кивают ее от границы.
Под действием напряжения сдвига т дислокации бу-
дут удерживаться перед границей на расстоянии s, при-
чем t = G (p/s)4/(6л2), где р по порядку величины равна
межатомному расстоянию.
Рис. 137. Диаграммы а—е поликри-
сталла (/) и монокристалла (2) маг-
ния. Здесь а — условное напряже-
ние, отнесенное к начальной пло-
щади поперечного сечения
Т,МПа
Рис. 138. Диаграммы т—V для алюми-
ния (99,99 %):
1,2 — поликристаллы с различной ве-
личиной зерна; 3—5 — монокристаллы
с различной ориентировкой для мно-
жественного скольжения; 6 — монокри-
сталл, ориентированный для одинар-
ного скольжения
Второе условие непрерывности, а именно макроско-
пической сплошности, заключается в том, что после де-
формации соседние кристаллиты должны соприкасать-
ся без нарушения сплошности границы. По условию
Мизеса, для того, чтобы отдельные зерна поликристалла
па границе взаимно соответствовали друг другу по фор-
ме, в кристаллите должно действовать до пяти систем
скольжения. Наблюдающееся в поликристаллитах мно-
жественное скольжение приводит к существенному уп-
рочнению. Вклад мультискольжения или эффекта услож-
нения благодаря множественному скольжению в упроч-
нение’ о. ц. к. и г. ц. к. поликристаллов намного больше
вклада барьерного упрочнения. Экспериментально уста-
новлено, что поликристаллы той же чистоты, что и мо-
нокристаллы, упрочняются примерно в пять раз интен-
15*
227
сивнее, чем монокристаллы, ориентированные Для легко-,
го скольжения, и вдвое выше, чем ориентированные для -
множественного скольжения (рис. 138). Это свидетель-
ствует о том, что множественное скольжение ответствен-
но примерно за половину упрочнения моно- и поликри-
сталла.
Наблюдения за поведением би- и поликристаллов гек-
сагональных металлов показали, что их деформацион-
ное упрочнение определяется в основном наличием сколь-
жения по небазисным плоскостям. При 77 К поликрис-
сталлы цинка разрушаются совершенно хрупко, поли-
кристалл магния — после деформации 8« 0,034-0,05, а
поликристалл кадмия — при е»0,154-0,20. Даже при
комнатной температуре поликристаллы цинка и магния
выдерживают малую пластическую деформацию, в то
время как монокристаллы кадмия разрушаются при
8 «0,35. Это происходит потому, что небазисное сколь-
жение в магнии очень ограниченно и встречается толь-
ко в призматических плоскостях. Несмотря на развитие
двойникования, облегчающего пластическую деформа-
цию вследствие переориентации отдельных областей в
положение, удобное для скольжения, из-за хаотичности
ориентировки общая деформация и пластичность поли-
кристалла остаются малыми. В кадмии наблюдается су-
щественное небазисное скольжение по пирамидальной
системе {1122} <1123> и комбинация базисного и пи-
рамидального скольжений удовлетворяет требованию
пяти независимых систем скольжения. В результате у
поликристаллического кадмия появляется заметная пла-
стическая деформация до разрушения, при Этом более
высокая, чем у магния и цинка пластичность.
2. ЛОКАЛЬНОСТЬ ДЕФОРМАЦИЙ
В ПОЛИКРИСТАЛЛАХ
При отсутствии межкристаллитных трещин каждый кри-
сталлит в поликристалле деформируется так, чтобы у
каждой из его границ деформация совпадала с деформа-
цией смежного кристаллита. Поэтому локальные дефор-
мации должны изменяться.От зерна к зерну вследствие
различия ориентировки по отношению к внешнему воз-
действию, а также внутри каждого зерна.
Внутри отдельного зерна величина деформации мо-
жет изменяться до 10 раз. Для крупных кристаллитов в
228
случае МаЛьлх деформаций в центре зёрйй дбстаТбчнд
часто обнаруживается область, в которой деформация
осуществляется благодаря действию лишь одной систе-
мы скольжения, т. е. центр зерна деформируется так же,
как монокристалл. Поведение зерна при деформации,
аналогичное поведению изолированного монокристалла
той же ориентации, проявляется заметнее с увеличением
его размера. Ближе к границе зерна возрастают барьер-
ный эффект границы и вероятность множественного
Расстояние от границы зерна
Удлинение,0^
Рис. 139. Изменение твердости по длине для мелких и крупных зерен
(а) и влияние размера зерен на характер кривых о—е чистого алюми-
ния (1—4 — соответственно 0,034; 0,088; 0,24 и 0.5 мм), а также различ-
ной ориентации монокристаллов (соответственно кривые 5—7) (б)
скольжения. Таким образом, деформация центральных
частей зерна больше, чем вблизи границ, а вследствие
множественного скольжения твердость (наклеп, сопро-
тивление деформации) больше на границе зерна
(рис. 139,а). Вследствие этого твердость мелкого зерна
выше, чем крупного. Кроме того, мелкозернистый поли-
кристаллический образец упрочняется в большей степе-
ни, чем крупнозернистый (рис. 139,6).
Но деформация центральных частей зерна не всегда
одинаково отличается от деформации у границ. На не-
равномерность деформации внутри зерна влияет нерав-
номерное межзеренное распределение деформации. Если
из двух соседних зерен средняя степень деформации, до-
пустим, второго зерна меньше, чем первого, то деформа-
ция первого зерна вблизи границы также меньше. Этим
обеспечивается равенство деформаций на границе зерна.
229
Если же, наоборот, соседнее второе зерно в среднем де-
формировано больше, чем первое, то деформация перво-
го зерна вблизи границы больше, чем в центре. Таким
образом, у границ зерен появляются дополнительные,
отличные от средней величины, деформации. Поэтому
вблизи границы, где деформации дополнительно уве-
личиваются, твердость также возрастает. Наоборот, если
дополнительные деформации у границы уменьшают сред-
ние по зерну деформации, то вследствие наличия проти-
воположных факторов (первый — снижение деформаций
и уменьшение твердости; второй — наличие множест-
венного скольжения и увеличение твердости) твердость
на границе может как увеличиваться, так и уменьшать-
ся. Таким образом, на деформацию поликристалла ока-
зывает влияние как множественное скольжение, так и
барьерный эффект.
Барьерное воздействие границ зерен в большей сте-
пени проявляется при деформации двухфазных сплавов.
Результаты многочисленных экспериментов Мак Лин
резюмируют следующим образом:
1. Когда более мягкая фаза непрерывна, большая
часть деформаций идет в ней. Равенство деформаций
на границе фаз вызывает быстрое их изменение с удале-
нием от границы. Так как вблизи границы деформация
мягкой фазы занижена, то наблюдаемая рекристаллиза-
ция мягкой фазы начинается, естественно, далеко от
границы. Наоборот, рекристаллизация твердой фазы
начинается около границы.
2. Когда твердой фазы достаточно-,чтобы мягкая фа-
за не была непрерывной, деформация мягкой фазы
уменьшается по сравнению с первым случаем, а пластич-
ность двухфазного сплава с одинаковым числом фаз
уменьшается.
Барьерный механизм эстафетной передачи деформа-
ции от зерна к зерну дополнительно затрудняется в
о. ц. к. металлах вследствие того, что они склонны к силь-
ной сегрегации примесей (углерод, азот, кислород) по
границам зерен. Твердость существенно выше вблизи
границ зерен. Так, в меди и алюминии, которые не склон-
ны к столь существенной сегрегации, как о. ц. к. метал-
лы, такого изменения твердости не наблюдается. Нали-
чием барьерного эффекта можно' объяснить появление
резкого порога текучести, характерного для о. ц. к. по-
ликристаллов.
230
3. ОСОБЕННОСТИ ДЕФОРМАЦИИ
И ВИД ДИАГРАММ ст—8
НЕКОТОРЫХ ПОЛИКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ МЕТАЛЛОВ
Вклад барьерного эффекта и упрочнения за счет множественного
скольжения (эффект усложнения) изменяется с увеличением степе-
ни деформации, зависит от типа кристаллической решетки, опреде-
ляется структурой кристаллов, размером
зерен, температурой и скоростью дефор-
мации. Все эти факторы существенно
влияют на вид диаграммы с—8 и плас-
тичность поликристаллов.
ПОЛИКРИСТАЛЛЫ МЕТАЛЛОВ
С Г. Ц. К. РЕШЕТКОЙ. Начальное уп-
рочнение поликристаллов с г. ц. к. ре-
шеткой идет главным образом благода-
ря множественному скольжению, по-
скольку барьерный эффект не может
0 0,02 0,0k 0,06 0,08 £
Рис. 140. Кривая поликри-
сталлического алюминия при
77 К
внести существенного вклада в упроч-
нение в чистом металле со многими бла-
гоприятными системами скольжения.
Поэтому здесь наблюдается упрочнение
по параболическому закону.
Типичную кривую напряжение — де-
формация (а—8) представляют по-разному:
1) параболой [во всем диапазоне деформаций (см. рис. 138, кри-
вые /, 2]:
(У = ст0 + Агп ;
(138)
2) параболой на стадии I упрочнения при 8i>8>0:
ог = аа + Д8п. (139)
Затем линейным участком упрочнения на стадии II упрочнения
(рИС. 140) При 8Л>8>81^
о = ст' + Аг 8, (139')
и, наконец, параболой на стадии III упрочнения при 8>8ц:
сг = сг" +д"8"' , (139")
где n=const, n'=const или n=n(e), п'—п'(ь)—показатель упроч-
нения; 8/ и 8ц — протяженность стадий I и II упрочнения соответ-
ственно; а0, сг0, а0—предел текучести и деформирующие напряже-
ния в конце стадий I и II соответственно, А, А7, А" — константы1 или
зависимые от деформации функции. В отличие от деформации мо-
нокристаллов, у которых на стадии I наблюдается единичное сколь-
жение, здесь на стадии I наблюдается множественное скольжение.
Однако линейные участки кривых на стадии // упрочнения для мо-
1 Величины А и п в формулах (138), (139) называют реологи-
ческими константами или, если они зависят от деформаций, — рео-
логическими переменными параметрами.
231
нокристаллов и поликристаллических агрегатов практически парал-
лельны между собой. Стадии III упрочнения также сходны между
собой.
Для поликристаллов алюминия стадия II едва различима, т. е.
Это похоже на поведение монокристаллов алюминия при
комнатной температуре, у которых стадия III упрочнения наблю-
дается уже при малых (в<2%) деформациях. Как отмечалось
(гл. IV), протяженность стадии II у монокристаллов зависит от то-
го, насколько легко происходит поперечное скольжение дислокаций,
позволяющее им обходить препятствия на своем пути. Поэтому ста-
дия II упрочнения продолжительнее у металлов с малой энергией
[6/(0Тпл)]>106
6ист > МП#
О 0,2 О/ €
Рис. 141. Кривые о—е поликристаллов с одинаковой величиной зерна для се-
ребра и твердых растворов серебро — галлий при 77 К. Стрелками указаны
начало и конец стадии II. Энергия дефекта упаковки сплавов: Ag—36; Ag4-
+2 °/о Ga—32; Ag+6 % Ga—20; Ag4-10 % Ga—10 эрг-см“- (а) и кривые or—8
поликристаллических металлов Ag 99,97 %, размер зерен 0,04 мм; Си 99,999 %
(0,03 мм); Ti 99,9 % (0,10 мм); А1 99,99 % (0,11 мм); Fe 99,96 % (0,075 мм);
Мо 99,98 % и Fe после зонной очистки (0,09 мм). Различие температур плав-
ления и модулей упругости учитывается величиной сг/(СТпл) (б)
о ю го зо е,°/°
дефекта упаковки, протяженность ее увеличивается с понижением
температуры. Используя эти факты для объяснения кривых упрочне-
ния монокристаллов, приходим к выводу, что протяженность стадии
II для поликристаллов серебра больше, чем для меди и алюминия.
Экспериментальные данные, приведенные Р. Хоникомбом, находятся
в полном согласии с вышеприведенными рассуждениями. Так, про-
тяженность стадии II для Ag от 1,5 до 20%,; для Си от 1,5 до 8%,
для алюминия стадия II практически отсутствует и 8j = 8n== 1,6%.
Влияние энергии дефекта упаковки на форму кривых о—8 изу-
чают сравнением поведения чистого металла и ряда твердых, раст-
воров на его основе, у которых концентрация второго компонента
увеличивается, а энергия дефекта упаковки уменьшается. При этом
с понижением энергии дефекта упоковки (рис. 141, а) деформирую-
щее напряжение (или сопротивление деформации) увеличивается.
Как и для монокристаллов, с повышением температуры начинает
преобладать стадия III. На этой стадии дислокации, ранее блокиро-
ванные препятствиями в своих плоскостях скольжения? оказывают-
гзг
с я способными к поперечному скольжению в результате совместного
влияния напряжения и термической активации, и, таким образом,
становится возможной дальнейшая пластическая деформация с од-
новременным уменьшением коэффициента деформационного упроч-
нения.
ПОЛИКРИСТАЛЛЫ С. О. Ц. к. РЕШЕТКОЙ. В противополож-
ность г. ц. к. монокристаллам здесь в большей степени проявляется
барьерный эффект. Прошедшая до преодоления барьера пластиче-
ская деформация очень мала и это проявляеся в резком пороге те-
кучести. Поэтому многие о. ц. к. поликристаллы имеют зуб текуче-
сти, появление которого связывают с присутствием малых концентра-
ций внедренных примесных атомов углерода, азота, блокирующих
дислокации (атмосферы Коттрелла) и повышающих барьерный эф-
фект.
Железо зонной очистки упрочняется в процессе деформации при
комнатной температуре лишь немного интенсивнее, чем алюминий
чистоты 99,99%. Кривые о—8 с учетом поправок на модуль сдвига
п температуру плавления для о. ц. к. металлов лежат ниже, чем
для г. ц. к. металлов, и степень упрочнения первых ниже, чем вто-
рых, прежде всего благодаря тому, что число систем скольжения в
о. ц. к. металлах больше, чем в г. ц. к. металлах. Кривые о—е для
о.ц.к. поликристаллов (рис. 141,6), так же как и для г.ц.к. поли-
кристаллов (см. рис. 139,6), чувствительны к величине зерна; более
мелкозернистый металл имеет более высокий предел текучести и бо-
лее интенсивно упрочняется при деформации.
Зуб текучести и наличие верхнего и нижнего пределов текуче-
сти на кривых с>—8 о. ц. к. металлов объясняются блокировкой дис-
локаций примесными атомами внедрения. С увеличением чистоты
металла (например, зонной очисткой) эти явления исчезают. Верх-
нему пределу текучести обычно соответствует пластическая дефор-
мация 0,02—0,5%. Разница между верхним и нижним пределами те-
кучести может быть в два раза. За зубом текучести следует пло-
щадка текучести, в пределах которой пластическая деформация
распространяется по образцу в виде движущихся фронтов полос
Людерса — Чернова. Когда эти полосы покрывают весь образец,
площадка текучести кончается, а на кривой- о—8 появляется участок
деформационного упрочнения. По мере повышения температуры ис-
пытания площадка и зуб текучести сменяются зубчатой кривой о—
б (явление Портевена—Ле-Шателье). С повышением температуры
интенсивность деформационного упрочнения становится существен-
но выше, чем при более низких температурах, так как примесные
атомы диффундируют достаточно быстро, чтобы сопровождать дви-
жущуюся дислокацию. Такая блокировка движущихся дислокаций
способствует увеличению de/dz, и приложенное напряжение преодо-
левает эту блокировку путем отрыва дислокации или генерирова-
нием новых дислокаций.
Металлы с о. ц. к. решеткой в отличие от металлов с г. ц. к
и гексагональной решетками обнаруживают сильную температурную
зависимость предела текучести ниже 0,2 Тпл. Заметное влияние на
предел текучести при температурах выше Т=(0,Зд-0,4) Тпл оказы-
вает также скорость деформации. У поликристаллического металла
с о. ц. к. решеткой предел текучести обычно выражен более четко,
чем у монокристалла, так как граница зерна препятствует движению
дислокаций, а сегрегация примесей на границе зерна усиливает
барьерный эффект.
233
ДИАГРАММЫ or—g ПРИ ПОВТОРНОМ И ЗНАКОПЕРЕМЕН-
НОМ НАГРУЖЕНИИ. В большинстве практических случаев, осо-
бенно при значительных деформациях, считают, что упругие линии
разгрузки DdD0 начиная'с точки D диаграммы о —е (рис. 142, а) и
последующей нагрузки D$dD совпадают и участок диаграммы DE
совпадает с ABCDE без разгрузки. Однако, если применить доста-
точно чувствительный для измерения деформаций прибор, можно
заметить, что линии разгрузки ВЬВ^ и нагружения В^сВ не совпа-
дают (рис. 142, а). Кривые нагружения и разгрузки образуют пет-
лю механического гистерезиса шириной cb. Подобное поведение при
разгрузке И.повторном погружении характерно для любого пластиче-
ски деформируемого металла. Механический гистерезис особенно за-
метен при малых деформациях, когда ширина петли гистерезиса cb
соизмерима с общей величиной деформации. На рис. 142, а петля
механического гистерезиса искусственно увеличена по ширине, обыч-
но величина упругой деформации 8У намного больше, чем величина
неупругой деформации 8ну. Описанное явление представляет собой
особый случай эффекта Баушингера, сущность которого заключа-
ется в том, что при изменении знака напряжения (нагружение по
EqG в противоположном направлении по сравнению с предшествую-
щим деформированием по АЕ на рис. 142, б) пластическая деформа-
ция начинается под действием меньшего напряжения, чем при раз-
грузке и повторном нагружении без изменения знака напряжения,
т. е. наблюдается облегчение пластической деформации при измене-
нии знака напряжения. На рис. 142,6 нагружение в обратном на-
правлении идет по линии EQGef, отличной от EqE'F',
являющейся отображением участка диаграммы EQEF. Вели-
чина E0G<EE0=EqE', а кривая нагружения EQGef отходит от кри-
вой EqE'F' на некоторое расстояние E'f в точке Е', называемой «де-
формацией Баушингера» 8б .
Эффект Баушингера наблюдается в моно- и поликристаллах,
причем величина деформации Баушингера eg в монокристаллах
больше, чем в поликристаллах. Поэтому эффект Баушингера не мо-
жет быть объяснен влиянием остаточных напряжений, остающихся
в металле после снятия напряжений1, хотя, несомненно, этот эффект
играет определенную роль и в поликристаллах. Однако объяснение
этого эффекта только одной этой причиной не является правомер-
ным, поскольку деформация Баушингера может в несколько раз
превосходить деформацию начала пластического течения.
Для объяснения эффекта Баушингера были предложены меха-
низмы, учитывающие образование скоплений дислокаций вблизи
препятствий и задержку дислокаций на густых участках «леса»
дислокаций. Считают, что плотность дислокаций леса, пронизываю-
щих плоскость скольжения, будет увеличиваться перед движущими-
ся дислокациями .(рис. 143) благодаря выгибанию1 «деревьев леса»
1 Согласно этой гипотезе в результате неравномерной деформа-
ции растяжения отдельных кристаллитов в поликристалле в кри-
сталлитах, подверженных большей деформации, возникают допол-.
нительные напряжения сжатия, а в зернах, подверженных меньшей
деформации, — напряжения растяжения. При изменении знака на-
пряжений остаточные напряжения сжатия накладываются на дей-
ствующие сжимающие напряжения, вызывая более раннее пласти-
ческое течение.
234
перед фронтом движущейся дислокации. При обратном движении
дислокаций, связанном с изменением знака действующего напряже-
ния, на начальном пути движения будет встречаться меньше препят-
ствий. Расчеты показывают, что деформация, которая связана с ос-
тановкой скользящих дислокаций в местах их повышенной концент-
рации (например, на границах субзерен), может достигать несколь-
ких процентов. Например, используя соотношение y=NrSLb —
плотность дислокаций, L — длина свободного пробега, которая со-
гласно рис. 143 будет равна расстоянию между положениями 1 и 2,
т. е. размеру субзерен) и характерные для L и b значения (#д =
= 1010 см~2, Л=10-4 см, '6=2,5-10-8 см), получим у=2,5’10-2=
2,5 %.
Рис. 143. Анизотропия препят-
ствий скольжению при измене-
нии направления скольжения,
приводящая к возникновению
эффекта Баушингера:
7 — дислокации остановились
перед препятствиями большой
плотности в конце нагружения
(в точке Е на рис. 142,6); 2 —
дислокация вновь останавлива-
ется у препятствий с началь-
ной плотностью, когда при дви-
жении от положения 1 к поло-
жению 2 перейдет предел теку-
чести (точка G) и точка f (см.
рис. 142, б) попала на участок
диаграммы E'F'
Другая причина эффекта Баушингера — неупругостъ. Это свой-
ство металла рассеивать запасаемую в процессе деформации энер-
гию при упругом деформировании. Неупругость связана с тепловы-
ми проявлениями, которые являются следствием того, что под
действием упругих сжимающих напряжений происходит быстрое по-
вышение температуры металла, а в зоне растягивающих напряже-
ний— понижение ее. Благодаря флуктуации теплового движения,
наличию концентрации напряжений всегда возможно перемещение
дислокаций с возникновением новых зон локального растяжения и
235
сжатия. Возникающее при этом перетекание тепла ведет к дисси-
пации энергии, возникновению температурного внутреннего трения,
При наличии быстрого нагрева (нагружение образца) и медленного
перетекания тепла (разгрузка образца) деформация будет отставать
от напряжения по сравнению с обычной гуковской зависимостью.
При этом количество превращаемой в теплоту энергии пропорцио-
нально площади петли а—8 механического гистерезиса. Теплоупру-
гие эффекты возникают также вследствие неоднородности металла.
Поэтому в поликристалле, в котором соседние кристаллиты облада
ют неодинаковыми упругими константами в направлении действую-
щего напряжения, каждый кристаллит будет иметь отличное от со-
седних адиабатическое изменение температуры. Источником внут-
реннего трения могут быть не только тепловые эффекты, но и мик-
роскопические деформации при напряжениях, более низких, чем
макроскопический предел текучести. Все перечисленные выше явле-
ния оказывают влияние на образование петли механического гисте-
резиса, что имеет исключительно важное практическое значение в
теории и расчетах на длительную прочность и усталость при знако-
переменном деформировании.
Учет эффекта Баушингера весьма важен в разнообразных рас-
четах конструкций и технологических процессов при наличии пла-
стических деформаций. Учет этого эффекта особенно важен, если
величина возникающих под нагрузкой деформаций и величина бау-
шингеровой деформации соизмеримы.
ДИАГРАММЫ о — 8 ПРИ БОЛЬШИХ СТЕПЕНЯХ ДЕФОР-
МАЦИИ. Связь между соседними зернами сохраняется в резуль-
тате множественного скольжения. Сохранению связи способствует
также и двойникование. При взаимодействии зерен могут возникать
изгибающие моменты, даже если извне приложено напряжение рас-
тяжения или сдвига. Такие моменты снимаются в результате обра-
зования полос сброса. Сбросообразование и двойникование приво-
дят к релаксации напряжений, способствующей дальнейшему про-
теканию пластической деформации. Если такой релаксации недо-
статочно, то около границ возникают трещины.
Множественное скольжение в г. ц. к. поликристаллах приводит,к
быстрому образованию барьеров Ломер — Коттрелла, а линейная
стадия II и параболическая стадия III наблюдаются сразу же за
параболической стадией /. Как и для монокристаллов, напряжение,
при котором начинается стадия III, быстро убывает с повышением
температуры. На стадии III развито' поперечное скольжение, и при
больших степенях деформации границы зерен не играют сущест-
венной роли, поскольку упрочнение определяется процессами внутри
зерна, а связь между зернами сохраняется в результате аккомода-
ционных процессов в областях, непосредственно примыкающих к
границам зерен: локальное множественное скольжение, сбросообра-
зование, двойникование, проскальзывание по границам зерен и др.
4. РАСЧЕТ КРИВЫХ УПРОЧНЕНИЯ ПОЛИКРИСТАЛЛОВ
ПО ДАННЫМ ДЛЯ МОНОКРИСТАЛЛОВ
Для поликристалла ориентационный фактор т= 1,/cos «о cos ро из-
меняется от зерна к зерну, и величина приложенного' растягиваю-
щего напряжения <т=тт для каждого зерна будет различной, даже
если напряжение сдвига т, действующее в данной плоскости сколь-
ко
жения, будет одинаковым. Наличие множественного скольжения при
деформации поликристалла, а также механизмов деформации, от-
личных от скольжения, усложняют расчеты диаграмм а — 8 поли-
кристалла по известным диаграммам т — у для монокристаллов. Для
реализации подобных расчетов Тейлор использовал принцип Мизе-
са, согласно которому для пластической деформации поликристал-
лического агрегата необходимо существование пяти независимых
систем скольжения в каждом зерне. В расчете Тейлора для металлов
с г. ц. к. решеткой из 12 кристаллографически эквивалентных окта-
эдрических систем скольжения выбираются такие пять, которые от-
вечают принципу минимальной работы. При этом предполагается,
что все зерна претерпевают одинаковую деформацию. В этом слу-
чае усредненный фактор ориентировки т для поликристалла опре-
деляется для пяти систем скольжения из условия, по которому ра-
бота crcfe, произведенная макроскопическим напряжением а при
деформации Йе, равна сумме работ, совершенных критическим на-
пряжением То на бесконечно малом приращении деформации сдви-
га dy
5
(Гб?8 = 2ТО^Т- (140)
1
Тейлором использовано допущение, что критическое напряжение
сдвига То для всех пяти систем скольжения одинаково, а деформа-
ционное упрочнение от одного зерна к другому не изменяется. Та-
ким образом, выражение (140) принимает вид
ст/тв = 'Zdy/dz = т. (141)
По данным Тейлора, Бишопа и Хилла, для беспорядочно ориен-
тированных зерен г. ц. к. поликристалла т=3,06-^3,!.
Расчеты показывают, что теоретическая кривая о—8 поликри-
сталла лежит значительно ниже полученной экспериментально, ког-
да в расчетах используются исходные данные для монокристалла с
ориентацией в центре стереографического треугольника. Если в рас-
четах принять исходные данные, т. е. величины т и у для монокри-
сталла, ориентированного для множественного скольжения (в случае
растяжения г. ц. к. монокристалла по направлениям <111> или
<100>), то расчетные кривые о — 8 практически совпадают с экс-
периментальной (рис. 144).
Таким образом, расчеты по схеме Тейлора дают только тогда
хорошие результаты, когда механизмы скольжения для поли- и мо-
нокристаллов одинаковы.
Для металлов с о. ц. к. решеткой благодаря высокой энергии
дефектов упаковки характерной особенностью является сравнитель-
ная легкость поперечного скольжения. Макроскопическая плоскость
скольжения будет близкой к поверхности, образованной участками
плоскостей зоны < 111 >, по которым критическое приведенное на-
пряжение сдвига максимально. Поэтому неясно, какую кривую для
о. ц. к. монокристаллов различной ориентации необходимо исполь-
зовать для расчета как исходную. По аналогии с г. ц. к. кристаллами
можно рекомендовать к использованию в расчетах такие ориентации
о. ц. к. монокристаллов, в которых наблюдается множественное
скольжение. В частности, для монокристалла с ориентировкой <100>
с четырьмя системами скольжения расчетная и экспериментальная
кривые о — е находятся в приемлемом соответствии.
237
Рис. 144. Сравнение экспери-
ментальной (/) кривой а—е
поликристалла алюминия с
расчетными (2 и 3) для мо-
нокристаллов с ориентиров-
кой в центре стереографи-
ческого треугольника (5) и с
ориентировкой <Г11> (2)
Рис. 145. Влияние размера зерна на
характер кривых б—е обезуглеро-
женного железа Армко:
1 — 1100; 2 — 200; 3 — 40 зерен/мм2;
4 — крупнозернистый металл; 5 —
монокристалл
Для г. п. у. кристаллов расчет по схеме Тейлора невозможен,
так как монокристаллы и кристаллиты поликристалла деформиру-
ются по разным схемам, причем для поликристалла двойникование,
сбросообразование и небазисное скольжение играют основную
роль, а легкое скольжение по базисным плоскостям затруднено.
5. ВЛИЯНИЕ ВЕЛИЧИНЫ ЗЕРНА НА ПЛАСТИЧНОСТЬ
И НАПРЯЖЕНИЕ ТЕЧЕНИЯ ПОЛИКРИСТАЛЛОВ
Размер зерна оказывает влияние на все элементы кри-
вой <т—е (см. рис. 138, 139,6 и 145), однако влияние это-
го фактора на предел упругости и предел текучести осо-
бенно заметно (рис. 146,а). Предел упругости А1 в зави-
симости от величины зерна изменяется от 1,5 до 3,5 МПа,
в то время как для монокристалла эта величина состав-
ляет 0,9 МПа.
Зависимость напряжения начала пластического тече-
ния о* *' или деформирующего напряжения <тд от разме-
ра зерна подчиняется соотношению Холла—Петча*2:
стт = о0 4- ky d~n, Од = oos + ky d~n, (142)
где d — средний размер зерна (если отсутствует разви-
тая сетка субграниц) или средний размер субзерна*3
** Для о. ц. к. металлов нижний предел текучести.
*2 В случае сверхпластичного -течения ультрамелкозернистого
материала зависимость о — d имеет другой вид (см. гл. XVI). :
*3 Более строго под d или 2L следует понимать длину плоско-
сти скольжения, на которой происходит беспрепятственное движение
(свободный пробег) дислокации.
238
(для металлов с сильно развитой фрагментацией струк-
туры). В формуле (142) показатель п=0,5 для о. ц. к.
поликристаллов не может быть столь четко определен
для г. ц. к. поликристаллов; по — напряжение трения,
значение которого не зависит от размера зерна и пред-
ставляет собой напряжение, необходимое для перемеще-
ния неблокированных дислокаций в плоскостях сколь-
жения монокристалла. Величина сто определяется экс-
траполяцией линейной зависимости от—d“0,5 (см.
Рис. 146. Зависимость предела упругости алюминия (99,99 %) при ком-
натной температуре (а) и нижнего предела текучести сплавов железа
от величины зерна (б)
рис. 146, б) до d=0. Величина oos имеет такой же смысл,
как и (То, но для произвольной деформации е.
В формуле Холла—Пётча ky и k'y— постоянные, свя-
занные с распространением деформации через границы
зерен.
Модель Коттрелла (см. рис. 136) поясняет распрост-
ранение пластической деформации от зерна к зерну: не-
сколько дислокаций, вышедших из источника В зерна I,
движутся в плоскости скольжения и образуют скопление
у границы зерна. У вершины р лидирующей дислокации
возникает концентрация напряжений. Коттрелл опреде-
лил, что дислокации будут образовываться вновь в ре-
зультате генерации, допустим, источником Франка—Ри-
да В до тех пор, пока действующее в окрестности этого
источника напряжение тт, повышающееся от п дислока-
ций, задержанных в полосе скольжения, полностью не
уравновесится противодействующими напряжениями ха.
Если источник начинает действовать при пороговом
напряжении то, то дислокации накапливаются, пока т<г=
239
(для источника Z?) ие станет равным п (тт —то),
о
т. е.
-rd = и (тт — т0) = тй . (143)
£>
Источник В, испустивший п дислокаций с вектором
Бюргерса Ь, приводит к перемещению nb на длине d—
=2L с величиной сдвиговой деформации y=nbl2L=xlG.
Если источник генерирует дислокации при пороговом .
напряжении то под действующим напряжением т, то
Т=Тт—То и
п = 2LT/G& = Id (тт — т0)]/Сй. (144)
После подстановки (144) в (143) имеем
xd = № (тт — t0)2]/G6 или
тт = т0 + 6ГО’5]Л^СГ = т0 + $<Г°-5. (145)
Множитель п в выражении (143) можно рассматри-
вать как коэффициент концентрации, максимальное зна-
чение которого достигается на границе зерна. Величина
концентрации напряжений уменьшается в зерне II с рос-
том Г1 и может вызвать генерацию источника А (см.
рис. 136) при напряжении срабатывания дислокацион-
ного источника xd — xdA. Коэффициент концентрации в
местах, где в кристалле заканчивается полоса скольже-
ния, определен из теории упругости для случая, когда
полоса скольжения рассматривается как свободно сколь-
зящая трещина, по нормали к которой напряжение рав-
но нулю. По данным Б. Чалмерса,
q = ]/Т/70, (146)
где го — радиус кривизны конца трещины, равный меж-
' атомному расстоянию. Коэффициент концентрации
уменьшается до VLfr0- с увеличением расстояния п до
А, где под действием концентрации напряжений от скоп-
ления дислокаций, вызванных источником В, может на-
чаться скольжение в зерне //, если величина ха достиг-
нет величины xdA срабатывания дислокационного источ-
ника в А. Тогда
%=ФТ — r0)]/d/2r'l
240
ИЛЙ
тт = тй + т^у^бГ°’5=то + М-0'5- О47)
Таким образом, по (145) ky — У ^dBGb в вершине
плоского нагромождения и/гу = т^]/Л2г1 для источника
А, находящегося на некотором расстоянии от вершины
р плоского нагромождения.
Поскольку направление и плоскость скольжения в
соседнем зерне имеют свою ориентировку, то критическое
напряжение т^л в точке rt должно быть выше, т. е. xdA=
—mrdA,- где т — фактор ориентировки и ^у =
—mxdAy2гь Поэтому
а,, = /птт = т (т0 + ky (Г0,5) = тх0 +
-I- mky d~°'5 = ст0 + ky d~°'5,
где Ge = /ят0; ky = т2 xdA y2t\,
Рассмотренная выше теоретическая модель, объяс-
няющая зависимость деформирующего напряжения (на-
пряжение течения для заданной деформации е) и пре-
дела текучести от размера зерна, устанавливает взаи-
мосвязь размера зерна с концентрацией напряжений в
индивидуальных полосах скольжения. Согласно этой
теории размер зерна d ограничивает длину плоского на-
громождения дислокаций и их число п в этом нагромож-
дении.
Другая теоретическая модель базируется на том, что
с уменьшением размера зерна в отдельных зернах резко
увеличивается плотность дислокаций. В этом случае на-
пряжение сдвига Тт связывают с плотностью гомогенно
распределенных_дислокаций (rjH=l) соотношением тт==
—To+ar]fiG& VМд.
Принимая для заданной степени деформации е плот-
ность дислокаций обратно пропорциональной величине
зерна d, т. е.
NK = N„0 + N^ld,
где TV'a; const, a N ^N’^/d (плотность дислокаций
16—790
241
после деформации возрастает на два—три порядка по
сравнению с N^,), находим, что
тт = т0 + aiqH Gb УN’n &/d = т0+Ы-°-5, (148)
где k = aGb у N'h 8 , т. е. приходим к соотношению Хол-
ла—Петча.
В формулах (142), (145), (147) и (148) величина сто
или то учитывает сопротивление движению дислокаций
в теле зерна. Величина этого напряжения зависит от сил
Пайерлса—Набарро и наличия препятствий для продви-
жения дислокаций в плоскости скольжения (леса дисло-
каций, чужеродных атомов, частиц дисперсной фазы и
других дефектов). Указанные факторы как бы модели-
руют силы трения, преодолеваемые дислокацией при дви-
жении ее в пределах зерна, поэтому эти напряжения
названы «напряжениями трения». Параметр <т0 (или то)
можно представить в виде суммы составляющих, вели-
чина ky характеризует трудность передачи скольжения,
т. е. эстафетной передачи деформации от зерна к зерну,
и, таким образом, зависит от состояния границы. В част-
ности, повышение степени закрепления дислокационных
источников в области границы при сегрегации примесей
внедрения в о. ц. к. поликристаллах сопровождается рос-
том Td и, следовательно, ky. Поэтому Xd и ky для о. ц. к.
металлов достаточно велико (см. табл. 11), хотя величи-
на т имеет вследствие особенностей скольжения в о. ц. к.
решетке более низкое значение, чем для г. ц. к. металлов.
Большое значение ky определяет сильную зависимость
от от величины зерна.
Для металлов с г. ц. к. решеткой величины т и xd
невелики: первая — из-за большого числа систем сколь-
жения, вторая — в связи с более легкой передачей де-
формации по эстафетному механизму, а также из-за
большого числа систем скольжения. Отсюда мала вели-
чина ky (см. табл. 13) и незначительная зависимость ве-
личин Xd и ky от величины зерна. Поэтому при больших
деформациях зависимость тт (или <гт) от величины зер-
на едва заметна. Если легирующие элементы закрепля-
ют дислокации (например,.для а-латуни), то увеличе-
ние ха вызывает рост ky и повышает зависимость сгт от
величины зерна.
У металлов и сплавов с г. п. у. решеткой высокое зна-
чение ky определяется ограниченностью систем сколь-
242
Таблица 11
Значения констант уравнений Холла — Петча (142) при определении
пределов текучести и деформирующего напряжения при заданной
деформации
Металл Условия определения констант в (142) <т0, со8_ МПа *У, V Н/мм3/2 ky/G; k'y/G, 10—3 мм1/2
Объемноцентрированная кубическая
11изкоуглероди- Оф 72 23,9 0,28
стая сталь 8=0,01 300 12,6 1,15
Железо Оф 48 22,8 0,27
Железо, частично Оф 46 9,9 0,12
обезуглероженное Молибден Оф 110 57 0,42
8=0,01 400 17 0,12
Гранецентрированная кубическая
Медь 8=0,005 26 • 3,6 0,08
Алюминий 8=0,005 16 2,2 0,08
Серебро 8=0,005 38 2,2 0,08
Латунь 70/30 Оф 46 10 0,25
8=0,2 344 11,0 0,27
Гексагональная плотноупакованная
Цинк 8=0,005 33 *7,1 0,19
8=0,175 73 11,7 0,32
Магний 8=0,002 7 0,9 0,50
Титан Оф 80 13 0,29
жения, значительной величиной т. Значение тй также
велико, оно контролирует эстафетную передачу деформа-
ции от зерна к зерну. Большие значения т и Xd указы-
вают на сильную зависимость <гт от величины зерна (см.
табл. 11).
Итак, предел текучести <гт и напряжение течения <уд
(деформирующее напряжение или сопротивление дефор-
мации) увеличиваются с уменьшением размера зерна не
из-за наличия границы самой по себе, а из-за взаимодей-
ствия между кристаллитами, разделенными этой грани-
16* 245
/
цей. Если дислокации надежно задерживаются границей
и возможности для эстафетной передачи деформаций
ограниченны, как это наблюдается для г. и. у. поликри-
сталлов, деформации локализуются в микрообъемах, а
напряжение течения (сопротивление деформации) воз-
растает. Существенная локализация деформаций повы-
шает концентрацию напряжений, что приводит к преж-
девременному разрушению, т. е. снижению пластичности
металла.
Возможность для эстафетной передачи деформации
увеличивается с уменьшением размера зерна. Для ме-
таллов со сверхмелким зерном (балл 14—15 по стандарт-
ной шкале) наблюдается заметное возрастание прочно-
сти при сохранении достаточно высокой пластичности
благодаря уменьшению концентрации напряжений у
границы из-за малого накопления деформаций при сколь-
жении в пределах очень мелкого зерна. Эффект общего
повышения комплекса механических характеристик ис-
пользуется для создания высокопрочного состояния спла-
ва (закалка с низким отпуском) благодаря получению
сверхмелкого зерна.
6. РОЛЬ ДВОЙНИКОВАНИЯ в ПРОЦЕССЕ
ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ ПОЛИКРИСТАЛЛОВ
Относительное удлинение ед при полном двойникова-
нии монокристалла определяется выражением (85). Для
двойникования по плоскости {112} в о. ц. к. кристалле
максимальная величина едтах=41,4% достигается при
«=3=54,7°. Однако в двойниковую ориентацию перехо-
дит только часть всего объема /д<1, поэтому
<149)
и величина е*, по данным В. О. Моисеева и В. И. Тре-
филова, снижается до 4—5%.
В о. ц. к. решетке поликристалла двойниковая про-
слойка толщиной 6 образуется движением последова-
тельности п—Ыс двойникующихся дисло_каций с векто-
ром Бюргерса Ь=а[0> < 111 >• (с=«/рг6—расстояние
между параллельными плоскостями {112}).
Относительный сдвиг у ограничен величиной зерна d:
у — Anbld— Abbjcd,
244
а соответствующее этому сдвигу относительное удлине-
ние зерна
е — у/т = б/ 2j/~:2 dm,
где А ж 0,5 — коэффициент, учитывающий средний путь
дислокации, а т— 1: (cos a cos р) — фактор ориента-
ции для рассматриваемой плоскости и направления двой-
никования.
Для наблюдающихся в зерне N двойниковых про-
слоек деформация образца, обусловленная двойникова-
ниеМд_ед ==8N/2V 2dm,
где d, m«3,l (средняя величина фактора ориентации
для системы двойникования {112} <111>); б — сред-
ние величины размера зерна, фактора ориентации и тол-
щины двойниковой прослойки соответственно.
Микроструктурная оценка б, d и N в опытах дает
значения e" = l-j-4%, несравненно более низкие, чем об-
щая пластическая деформация до разрушения. Таким
образом, вклад деформации двойникованием в. общий
уровень пластичности поликристалла оказывается не-
большим, несмотря на то, что, кроме концентрации на-
пряжений в местах нагромождения дислокации на раз-
личных препятствиях (например, в местах пересечения
полос скольжения), благоприятствующих процессу двой-
никования, в поликристалле создается дополнительная
концентрация напряжений, облегчающая двойникование
тем больше, чем больше величина зерна. Снижение тем-
пературы и повышение скорости деформации приводят
к -уменьшению эстафетного скольжения, затрудняя ре-
лаксацию напряжений и, следовательно, способствуя
развитию двойникования. Как показывают расчеты и
эксперимент, вклад двойникования при деформации мо-
нокристалла существенно ниже, чем предсказываемый
по формулам (85) и (149). Подобно тому, как уменьше-
ние величины зерна приводит к снижению концентра-
ции напряжений и, как следствие этого, не достигаются
значительные по величине напряжения старта двойнико-
вого источника стд=£'д.у/6 (£д.у=1,4-10~2 мДж/см2 —
энергия дефекта упаковки для железа и <уд=2000 МПа),
можно утверждать, что в результате раздробления ис-
ходного зерна поликристалла на «фрагменты», ограничен-
ные каркасом из двойниковых пластин, возникает
(В. И. Трефилов с сотр.) своеобразный эффект «само-
245
торможения», усиливающийся по мере развития двойни-
кования.
Критическое напряжение двойникования <тк.д связано
с эффективным размером зерна d3 (или величиной фраг-
мента) уравнением Петча—Стро:
<^ = % + 4dr0,5> (150)
где <тОд— сопротивление движению частичных двойни-
кующих дислокаций; &Уд — параметр.
Одновременно с двойникованием возможно развитие
пластической деформации скольжением. Реализация
того или иного вида пластической деформации будет оп-
ределяться соотношением критических напряжений сдви-
га оо Для скольжения и сгОд для двойникования внутри
фрагментов. Размер зерна dx (или фрагмента), соответ-
ствующий равенству напряжений сдвига и двойникова-
ния, получается совместным решением уравнений Хол-
ла—Петча для сдвига и Петча—Стро для двойникова-
ния:
0,5 _ g<i ~ °0д
*Уд —
(151)
При увеличении размера (d>dx) зерна (рис. 147)
вклад двойникования резко возрастает, оставаясь, од-
нако, малым по величине. В процессе двойникования и
возникновения в зерне N двойников происходит умень-
шение эффективного диаметра зерна d9wdl N и при
достижении d3=dx, определяе-
Рис. 147. Зависимость деформи-
рующего напряжения Од при
сдвиге (/) и двойниковании (2)
от величины зерна- Кривая 3 —
максимально возможная пла-
стическая деформация вследст-
вие двойникования
мого соотношением (151),
процесс двойникования оказы-
вается подавленным и даль-
нейшая деформация будет про-
исходить исключительно сколь-
жением.
В заключение следует от-
метить, что, несмотря на не-
существенный вклад в общую
деформацию поликристалла и
наличие механизма' «самотор-
можения», двойникование, ко-
торое протекает на ранних ста-
диях деформации, способству-
№
ют повышению пластичности и благодаря переориента-
ции более благоприятному развитию основного меха-
низма пластической деформации — скольжения.
7. СТРУКТУРА И СВОЙСТВА
ПЛАСТИЧЕСКИ ДЕФОРМИРОВАННОГО ПОЛИКРИСТАЛЛА
НАКОПЛЕННАЯ ЭНЕРГИЯ ДЕФОРМАЦИИ. Энергия,
затрачиваемая при пластической деформации, не вся
переходит в тепло. Часть ее, связанная с дефектами кри-
сталлической решетки (дислокациями, вакансиями, гра-
ницами двойников деформации и др.), остается в дефор-
мированном металле в виде накопленной (скрытой или
О 0,1/ 0,8 1,2 ё
Рис. 148. Зависимость накопленной (скрытой) энергии деформации (а)
и отношения накопленной энергии ER к затраченной EQ (б) от степе-
ни деформации при кручении
поглощенной) энергии деформации, что вызывает изме-
нение физических свойств кристалла: увеличивается со-
противление деформированию, растет электросопротив-
ление, усиливаются диффузионные процессы и т. д.
Накопленную энергию деформации определяют как раз-
ность затраченной при деформации работы и выделив-
шегося тепла или измерением количества тепла, выде-
лившегося при отжиге деформированного металла. Вто-
рой метод позволяет одновременно получить спектр рас-
пределения искажений кристаллической решетки по их
термической устойчивости.
Величина накопленной энергии увеличивается с рос-
том деформации сначала быстро, а затем более медлен-
но (рис. 148,а), а относительная поглощенная энергия
(по отношению к затраченной работе) с увеличением
деформации падает (рис. 148,6), что свидетельствует о
более значительном поглощении энергии при малых де-
247
формациях (10% на рис. 148, б) и более существенной
тепловыделении при больших деформациях, где всего
лишь 3% приходится на долю поглощенной энергии. Сни-
жение относительной доли поглощенной энергии от сте-
пени деформации может быть объяснено тем, что в на-
чальной стадии деформирования образуются дефекты
кристаллической решетки, устойчивые приданной темпе-
ратуре. С увеличением деформаций часть образующихся
дефектов аннигилирует в процессе деформации, выделяя
Рис. 149. Зависимость накопленной энергии и микротвер-
дости сплава Au—Ag от степени деформации при высо-
коскоростном ’(/) и статическом (2) деформировании
при этом свободную энергию в виде тепла. По мере рос-
та деформации, плотности дефектов и, следовательно, ве-
роятности встречи и аннигиляции дефектов противопо-
ложного знака все большая часть создаваемых искаже-
ний будет исчезать в ходе деформации. Не исключается
возможность достижения такого состояния насыщения,
когда количество вновь возникающих искажений будет
равно количеству исчезающих, а вся энергия деформиро-
вания будет превращаться в тепло. В частности, при ре-
зании и сверлении, когда металл претерпевает большие
пластические деформации, достигается состояние, близ-
кое к насыщению, и количество поглощенной энергии
составляет лишь 1%, а 99% затраченной энергии пре-
вращается в тепловую энергию и работу процессов раз-
рушения. В связи с развитием микроскопических трещин
достичь полного состояния насыщения не удается.
При динамическом деформировании (рис. 149) доля
накопленной энергии по отношению к затраченной со-
ставляет 20—25%, при статическом деформировании —
всего лишь 10—15%. Это еще раз указывает на то, Что
часть искажений кристаллической решетки, возникающих
при пластической деформации, уничтожается уже в хо-
* X
248
де самого процесса деформирования в результате воз-
врата. Снятие искажений кристаллической решетки
вследствие возврата существенно уменьшается при низ-
ких температурах и малых деформациях. При этих усло-
виях практически вся (или большая доля) затраченной
энергии деформирования поглощается металлом и рас-
ходуется на создание искажений
кристаллической решетки (рис.
150).
Скрытая энергия деформации
выделяется при нагреве дефор-
мированного металла в достаточ-
но широкой области температур,
причем для чистых металлов ча-
сто наблюдается только один
Рис. 150. Зависимость отно-
шения поглощенной энергии
к затраченной при низко-
температурном (77 К) дефор-
мировании кадмия и свинца
экстремум (рис. 151), а в спла-
вах— два, иногда три экстрему-
ма. Высокотемпературный мак-/
симум для сплавов и максимум
для чистых металлов совпадает
с областью температур рекристаллизации и зависит от
степени предварительной деформации (рис. 152). При
выделении энергии в процессе нагрева происходит
уменьшение электросопротивления и твердости (см.
рис. 151, б, в).
Рис. 151. Зависимость выделения энергии (а), изменения электросопротивле-
ния* (б) и твердости (в) при отжиге меди
Таким образом, экспериментально установлено, что
поглощенная при пластической деформации энергия ха-
рактеризует изменение дислокационной (тонкой), струк-
туры кристалла. Поэтому прямое изучение тонкой струк-
туры пластически деформированных металлов необходи-
мо для понимания вопросов, связанных с изменением
свойств после деформации,
249
ТОНКАЯ СТРУКТУРА И ДИСЛОКАЦИИ В ДЕ-
ФОРМИРОВАННОМ ПОЛИКРИСТАЛЛЕ. В зернах
деформированных металлов видны группы разориенти-
рованных на малые углы областей (ячеек) с небольшой
концентрацией дислокаций, окруженных трехмерными
дислокационными сетками (стенками ячеек). Размеры
ячейки 1—2 мкм, а толщина стенки ячеек десятые доли
микрона. Такая структура называется ячеистой.
Важной особенностью формирования ячеистой струк-
туры является то, что размер ячеек слабо зависит от на-
Рис. 152. Зависимость положения
максимума выделения энергии ДЕ
при отжиге меди, предварительно
деформированной кручением от тем-
пературы.
Степень предварительной деформа-
ции: / — 3,03; 2 — 2,15; 3 — 1,41; 4-
0,94; 5 — 0,47.
В скобках у кривых указаны полу-
ченные температуры рекристаллиза-
ции
чального размера зерна и с увеличением степени дефор-
мации уменьшается до некоторого предельного значения.
Даже в деформированных монокристаллах размер ячей-
ки примерно такой же, как и в деформированном мелко-
зернистом металле.
Другой особенностью ячеистой структуры является
достаточно сильное, зависимое от угла разориентации 6
искажение кристаллической решетки на границах ячеек.
Движению дислокаций препятствуют границы зерен,
частицы второй фазы, концентрационные неоднородно-
сти, структурные несовершенства (в частности, другие
дислокации), флуктуации в решетке, связанные с нерав-
номерным распределением энергии или примесей. По-
этому с повышением степени деформации дислокации
перераспределяются из-за общего повышения плотности
дислокаций с созданием стенок, разбивающих кри-
сталл на объемы, сравнительно свободные от дислока-
ций, т. е. будет происходить образование ячёистой струк-
туры. Начальная стадия пластической деформации
сопровождается появлением макронеоднородностей рас-
250
пределения деформаций по объему кристаллита. На этой
стадии возникают полосы перегиба (полосы изгиба) или
полосы вторичного скольжения, в которых деформация
происходит по другим плоскостям скольжения, чем в ос-
новной части кристаллита (ротационное скольжение).
В последующем' полосы изгиба и полосы вторичного
скольжения становятся препятствиями для движения
дислокаций. Сбросообразование и двойникование также
формируют ячеистую структуру, препятствуя скольже-
нию дислокаций, образуя скопление (нагромождения)
на плоскостях скольжения перед препятствиями.
При достаточно высокой степени деформации (е>
>804-90%) максимальная разориентация соседних яче-
ек превышает 5—10° при средней разориентации 2—3°.
Имеется критический угол 9кр разориентировки грани-
цы ячеек. При 0<0Кр<24-5° границы ячеек оказывают
сопротивление движению дислокаций по типу сопротив-
ления дислокаций «леса». Если 0>2ч-5°, границы ячеек
становятся столь же эффективными барьерами для пере-
дачи скольжения, как и границы зерен, повышая тем
самым деформирующее напряжение. Передача пласти-
ческой деформации через такие границы сопровождает-
ся нагромождением дислокаций. В отличие от разных
стадий пластической деформации, когда длина плоскости
нагромождения ограничена размером металлографичес-
ки выявляемого зерна, при больших деформациях дли-
на плоскости нагромождения ограничена размером ячей-
ки. Формирование ячеистых дислокационных структур
зависит от условий деформации, среди которых главны-
ми являются: температура, степень и скорость деформа-
ции, вид напряженного состояния. Многочисленные экс-
периментальные данные дают основание утверждать что
снижение температуры деформации, повышение скорости
деформации, легирование (при условии, что легирова-
ние не сильно влияет на величину энергии дефекта упа-
ковки) или загрязнение металла, повышая напряжение
течения, одновременно затрудняют формирование ячеи-
стой структуры. Ячеистая структура оказывает непо-
средственное влияние на свойства деформированного ме-
талла, причем структурно чувствительные механические
свойства зависят не только от размера ячейки, но и от
угла 0 между соседними ячейками.
Исследованиями эволюции дислокационной структу-
ры при пластической деформации установлена четкая
251
зависимость этой структуры бт эйергии Дефекта упа-
ковки.
В г. ц. к. металлах с низкой энергией дефекта упа-
ковки (кобальт, нержавеющая сталь, сплавы на основе
меди) наблюдаются широкие расщепленные дислока-
ции, плоские нагромождения дислокаций. Ячеистая
структура начинает формироваться здесь при больших
деформациях, причем стенки ячеек широкие.
Истинная (логарифмическая)
деформация
Рис. 153. Размер ячеек субструк-
туры в зависимости от степени
деформации:
/ —Ag, комнатная температура;
2 — Ag+2 % Ga (изменение энер-
гии дефекта упаковки сплава
см. рис. 141), комнатная темпе-
ратура; 3 — Ag+2 % Ga, / =
=-196 °C
Рис. 154. Диаграмма структурных сос-
тояний для металлов VIA группы. На
диаграмме цифрами обозначены обла-
сти:
I — существований клубковых сплете-
ний и слаборазориентированных ячеек;
II — хаотического распределения дисло-
каций; III — промежуточных структур-
ных состояний; IV, V — существование
разориентированной ячеистой структу-
ры, заштрихована область оптимальных
режимов пластической деформаций
В г. ц. к. металлах с промежуточной (серебро, медь,
никель, золото, платина) и особенно высокой (алюми-
ний и его сплавы) энергией дефекта упаковки, в кото-
рых поперечное скольжение и переползание дислокаций
происходит легко, даже при малых деформациях наблю-
дается возникновение ячеистой структуры (рис. 153), а
стенки ячеек имеют меньшую толщину.
В о. ц. к. металлах, например, в структуре деформи-
рованного железа вследствие развитости поперечного
скольжения возникает такая же ячеистая структура, как
и в г. ц. к. металлах с высокой энергией дефекта упа-
ковки.
Формирование разориентированной (9>2-j-5°) яче-
истой структуры приводит к значительному улучшению
комплекса механических характеристик: при одновре-
252
менном упрочнении снижается температура перехода к
рупкому разрушению Тх. Образование такой разориен-
шрованной ячеистой структуры обнаружено для туго-
плавких о. ц.к. металлов при деформации в области
низких температур (Тдеф^0,2 ТПл) в условиях всесторон-
него неравномерного сжатия, в частности при гидроэкст-
рузии. Опыты показывают, что процесс образования
разориентированной и совершенной ячеистой структуры
н условиях гидростатического сжатия происходит более
полно, чем при обычных условиях. При этом повышение
гемпературы деформации, так же как и в обычных ус-
ловиях, способствует формированию более равномерной
ячеистой структуры. Разориентация здесь оказывается
достаточно высокой (3—4°), что приводит к существен-
ному улучшению комплекса механических характеристик
металла.
Электронномикроскопические исследования эволюции
дислокационной структуры, формирующейся при пла-
стической деформации в широком интервале температур,
систематизированы Трефиловым В. И. с сотр. и пред-
ставлены в виде диаграмм структурных состояний (рис.
154).
Небольшая пластическая деформация при Т< (0,2—
0,3) Тпл в 1—2% приводит к повышению плотности дис-
локаций от 108 см-2 (в исходном рекристаллизованном
состоянии) до 109 см~2 с относительно однородным рас-
пределением их по объему.
При дальнейшем повышении деформации изменения
в структуре определяются как неоднородным распреде-
лением действующих дислокационных источников с мак-
симальным напряжением старта, так и препятствиями в
плоскости скольжения. Наталкиваясь при своем движе-
нии на препятствия, дислокации образуют клубки, вы-
тянутые в направлении скольжения. Такие дислокацион-
ные сплетения ориентированы вдоль следов плоскостей
скольжения. С" увеличением степени деформации прост-
ранство между клубками заполняется относительно рав-
номерно распределенными дислокациями и лишь впос-
ледствии образуется ячеистая разориентированная
структура.
Особую роль в образовании ячеистой структуры иг-
рают полигонизационные процессы. При температурах,
близких к температуре рекристаллизации, полигониза-
ционные процессы контролируют образование разориен-
253
тированной ячеистой структуры. Наблюдаются непре-
рывное нарастание разориентировки и сужение границ
ячеек.
При низкотемпературной пластической деформации,
когда полигонизационные процессы затруднены, прост-
ранство между возникшими на ранних стадиях пласти-
ческой деформации сплетениями быстро заполняется
дислокациями, причем с понижением температуры одно-
родность такого распределения нарастает. Дальнейшая
пластическая деформация сопровождается исключитель-
но высокой концентрацией точечных дефектов благодаря
пересечению движущихся дислокаций с дислокациями
«леса» высокой плотности (А/д= 1010—1011 см~2) и обра-
зованию значительного количества порогов, порождаю-
щих при дальнейшем перемещении дислокаций вакансии
и межузельные атомы. После низкотемпературной де-
формации всего лишь на 10% концентрация точечных
дефектов возрастает до 1019—1020 см~3, т.е. n!N=
= (10“3—1СН). Таким образом, достигается концен-
трация, равная концентрации вакансий 10-4 при темпе-
ратуре плавления. Рост концентрации точечных дефектов
и особенно вакансий приводит к увеличению объема при
пластической деформации на величину до 0,25%. Про-
цессу образования разориентированной ячеистой струк-
туры в области низких температур (0,2—0,3) ТПл способ-
ствует хаотическое распределение дислокаций высокой
плотности, приводящее к возникновению точечных де-
фектов. Увеличение точечных дефектов способствует пе-
реползанию краевых дислокаций и, следовательно, как
и при полигонизации с развитым неконсервативным дви-
жением дислокаций, возможно образование разориен-
тированной ячеистой структуры. При этом пластическая
деформация при низкой температуре сопровождается
уменьшением размеров ячейки в направлении деформи-
рующего усилия и ее увеличением в направлении вы-
тяжки при прокатке, прессовании, волочении. В связи
с этим возникает слоистая ячеистая структура. Особен-
ностью дислокационного строения такой структуры яв-
ляется то, что плотность дислокаций внутри таких ячеек
существенно не изменяется, т. е. дислокации, вызываю-
щие изменение формы слоистой ячейки, выходят на ее
поверхность или поверхность зерна.
Примеси внедрения существенно влияют на форми-
рование ячеистой структуры. В частности, наблюдаю-
254
щиеся для о. ц. к. металлов процессы динамического де-
формационного старения обусловлены взаимодействием
движущихся дислокаций с примесными атомами. Высо-
кая энергия связи примесных атомов внедрения с дис-
локациями в о. ц. к. решетке (0,5—1 эВ) связана с уп-
ругим и электростатическим взаимодействием, обуслов-
ливает образование атмосфер примесей, способных в ин-
тервале динамического деформационного старения диф-
фундировать с достаточной скоростью, так что дисло-
кации перемещаются вместе с атмосферой.
Атмосферы существенно уменьшают подвижность
дислокаций, а также возможность протекания полиго-
иизационных процессов. Уменьшение упругой энергии
дислокаций при образовании атмосферы, по Сноеку и
Коттреллу, снижает движущие силы процесса полигони-
зации. С уменьшением напряжений вокруг атмосфер за-
медляется диффузия точечных дефектов вдоль дислока-
ций и, следовательно, замедляется скорость переполза-
ния краевых дислокаций. Перечисленные выше причины
сдерживают образование ячеистой структуры в процессе
деформации, и она может быть сформирована при по-
следующем отжиге. Динамическое деформационное ста-
рение наблюдается в о. ц. к. металлах в следующих диа-
пазонах температур: для Сг 200—400, 600—800°С; для
Мо 150—400, 650—800° С; для W 350—550, 800—900°С,
причем в области более низких температур эффект ди-
намического деформационного старения связывают с
взаимодействием движущихся дислокаций с примесны-
ми атомами по механизму Сноека в результате локаль-
ного упорядочения примесных атомов в поле напряже-
ний" дислокаций, когда достаточно смещения примесных
атомов в пределах элементарной ячейки. При более вы-
соких температурах динамическое деформационное ста-
рение связывают со взаимодействием движущихся дис-
локаций с примесными атомами по механизму Кот-
трелла.
В зависимости от температуры деформирования по-
разному будет протекать формирование ячеистой струк-
туры в процессе пластической деформации. По-видимо-
му, с наибольшей полнотой перестройка дислокационной
структуры возможна при температурах, при которых
реализуется неконсервативное движение — диффузион-
ное переползание. Как известно, поперечное скольжение
винтовых дислокаций происходит при сравнительно низ-
255
/
ких температурах и поэтому оно не будет определять
процесс перестройки дислокационной структуры.
Переползание краевых дислокаций является процес-
сом, контролирующим степень искажения кристалличе-
ской решетки и дислокационную структуру деформиро-
ванного металла. Для переползания краевой дислокации
необходима самодиффузия. Используя выражение для
коэффициента самодиффузии 7) = а2/т=£)оехр(—£сд/
/ЛГ), где а —параметр решетки; т — усредненное время
перескока атома, определяющее развитие самодиффузии
при данной температуре Т, К; £сд«38 ТПл — полуэмпи-
рическая зависимость энергии активации самодиффузии
от температуры плавления, можно приближенно опреде-
лить температурную границу, выше которой возможно
переползание: 7’пер=38 ТПл/^1п (тП0/«2) •
В частности, для типичных значений £>о«О,1 см2/с,
т«103 см2/с, а=10~8 см, по данным М. Л. Бернштей-
на, Тпер«0,5 Тпл. Ниже этой температурной границы
(7’<0,3 Тпл) считают, что происходит холодная дефор-
мация.
Теплая деформация в температурном диапазоне Т—
= (0,34-0,6) Тип сопровождается перестройкой дислока-
ционной структуры вследствие переползания краевых
дислокадий, но без существенной миграции границ зе-
рен вследствие диффузии.
Горячая деформация при Т> (0,64-0,7) Тпл сопро-
вождается не только интенсивной перестройкой дислока-
ционной структуры и сохранением устойчивых при вы-
соких температурах дислокационных структур, но и миг-
рацией границ зерен и субзерен, связанных с развитием
разупрочняющих процессов (рекристаллизации).
ПРИНЦИПИАЛЬНАЯ СХЕМА КОНТРОЛИРУЕ-
МОГО ОБРАЗОВАНИЯ СУБСТРУКТУРЫ. Рассмотрим
образование субструктуры с заданными характеристика-
ми (параметрами), т. е. с заданными размерами субзе-
рен (ячейки) 6 и их углами разориентировки 0. Такое
управляемое (или контролируемое) структурообразо-
вание можно построить на основе имеющихся экспери-
ментальных данных о зависимости основных характери-
стик субструктуры от степени деформации, температу-
ры, времени выдержки • между последовательными
этапами деформирования и др.
Увеличение степени деформации приводит к росту
угла разориентации и уменьшению субзерен ячеистой
256
структуры (рис. 155, а). Из экспериментальных данных
следует, что при деформациях свыше 10% размер эле-
ментов субструктуры изменяется незначительно, а с по-
вышением температуры увеличивается. Степень деформа-
ции и температура сильно влияют на разориентировку
ячеистой структуры, причем повышение температуры в
два раза изменяет удельную разориентировку субзерен
(рис. 155,6), т. е. величину M/ds. При 700° С удельная
разориентировка для никеля достигает одного градуса
Рис. 155. Зависимость основных характеристик субструктуры от степени де-
формации для двух температур Т2>ТХ (а) и удельной разориентировки субзе.
рен dti/dz никеля при деформации от температуры (б)
на каждый процент деформации (см. рис. 155,6). При-
чиной увеличения удельной разориентировки с повыше-
нием температуры деформации является развитие попе-
речного, двойного поперечного и множественного сколь-
жения. .Таким образом, выбор степени (а также и
скорости) деформации и температуры для получения
субструктуры с заданными характеристиками должен
быть регламентированным. Изменение характеристик
субструктуры можно представить диаграммой 6—0 (рис.
156). Кривыми АВ и АВ' обозначены изменения 0 и б
с ростом степени деформации для двух .температур: и
Г2 (7’2>7’1) соответственно. От Л до В или В' происхо-
дит увеличение степени деформации. Изменение соотно-
шения между 0 и б достигается изменением степени де-
формации вдоль кривых типа АВ, изменением темпера-
туры деформации, выбором одной из линий семейства
АВ, выбором температуры и продолжительности отжига
или последеформационной изотермической выдержки
(кривые CMD и ЕК). При отжиге одновременно с уве-
17—790
257
личением 6 происходит дальнейший рост среднего угла
разориентировки 0. Использование диаграммы, пред-
ставленной на рис. 156, позволяет рекомендовать разно-
образные схемы получения субструктуры с заданными
характеристиками. Так, субструктуру со значениями 6
и 0 в точке М можно получить деформацией до точки
С по кривой АС и последующим отжигом по пути С7И.
Эти же характеристики могут быть получены при более
высоких температурах (кри-
вая АВ') и более высоких
степенях деформации по пу-
ти AM без последующего
отжига.
Приведение систематиче-
ских исследований по изме-
нению б и 0 в зависимости
от деформационных и тем-
пературно-скоростных усло-
вий деформации, а также
Рис. 156. Диаграмма 6—0 для раз- ТеМПературНО-ВреМСННЫХ ус-
ных схем деформирования и отжига Л0ВИЙ ОТЖИГИ И Времени ВЫ-
держки между последова-
тельными этапами пластической деформации дает воз-
можность наметить пути контролируемой (регламенти-
рованной) обработки давлением с целью получения за-
данных характеристик микроструктуры и более высоко-
го комплекса механических и эксплуатационных свойств
металлов и сплавов.
РЕКОМЕНДАТЕЛЬНЫЙ БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК
Бернштейн М. Л. Структура деформированных металлов. М.,
«Металлургия», 1977. 431 с. с ил.
Моисеев В. О., Трефилов В. И. Пластичность при двойникова-
нии Сб. № 21 «Физическая природа пластической деформации и раз-
рушения металлов». Киев, «Наукова думка», 1969, с. 7—16.
Трефилов В. И., Мильман Ю. В., Фирстов С. А. Физические ос-
новы прочности тугоплавких металлов. Киев, «Наукова думка», 1975.
314 с. с ил.
Хоникомб Р. Пластическая деформация металлов. М., «Мир»,
1972. 408 с. с ил.
Чалмерс Б. Физическое металловедение. М., «Металлургия»,
1963. 455 с. с ил.
ГЛАВА VI 4 - •
ТЕКСТУРЫ ДЕФОРМАЦИИ
1. ОБЩИЕ ПРЕДСТАВЛЕНИЯ,
КЛАССИФИКАЦИЯ ТЕКСТУР
Под текстурой понимают анизотропное, упорядоченно-
ориентированное относительно внешней системы коорди-
нат расположение в твердом теле образующих его со-
ставных частей.
На практике часто приходится встречаться с метал-
лами или сплавами, состоящими из кристаллитов, име-
ющих вытянутую волокнистую форму, или со сплавами
со строчечным расположением частиц одной или не-
скольких фаз, входящих в данный сплав. Подобного ти-
па текстуру часто называют механической. Она означа-
ет анизотропию внешней формы частиц, образующих
данное тело, и (или) анизотропию их взаиморасположе-
ния.
Значительно более распространенными и практичес-
ки важными являются кристаллографические текстуры,
под которыми понимают наличие преимущественных
кристаллографических ориентировок, или, иными сло-
вами, определенной закономерности в пространственной
ориентировке кристаллических решеток отдельных со-
ставных частей твердого тела.
Чаще всего мы сталкиваемся с кристаллографичес-
кой текстурой в поликристаллических телах. В этом слу-
чае определенной преимущественной кристаллографиче-
ской ориентировкой обладают отдельные кристаллиты
или их микрообъемы.
Применительно к монокристаллу, в котором есть од-
на единственная ориентировка, понятие текстура не име-
ет смысла. Если же в результате пластической ^деформа-
ции монокристалла в отдельных его микрообъемах про-
изошли изменения кристаллографической ориентировки,
приведшие к возникновению новых преимущественных
ориентаций, то это свидетельствует об образовании тек-
стуры.
Кристаллографическая и механическая текстуры да-
леко не всегда связаны между собой. Как правило, в ре-
кристаллизованных материалах кристаллиты, характе-
ризующиеся четкой кристаллографической текстурой,
17* 259
имеют изотропную внешнюю форму. Кристаллиты, име-
ющие по тем или иным причинам анизотропную форму,
могут характеризоваться случайными кристаллографи-
ческими ориентировками.
Текстуры образуются вследствие ориентированного
воздействия на тело внешних или внутренних сил. Эти
силы могут быть вызваны механическими напряжения-
ми, магнитными, электрическими или тепловыми поля-
ми и др. Текстуры возникают при различных технологи-
ческих процессах: кристаллизации, пластической дефор-
мации, получении тонких слоев и осадков, укладке ани-
зотропных по форме частиц порошков и др.
Практически любая пластическая деформация, за
исключением деформации по схеме всестороннего сжа-
тия, сопровождается образованием кристаллографичес-
кой текстуры того или иного типа и той или иной интен-
сивности.
В книге рассматриваются кристаллографические тек-
стуры, образующиеся при деформации, а также при по-
следующей рекристаллизации, которые далее обознача-
ются просто текстура.
Практическое значение текстур обусловлено вызы-
ваемой ими анизотропией свойств, которая в ряде слу-
чаев весьма эффективно используется, а в других, на-
оборот, нежелательна.
Значимость текстур и научно обоснованное управле-
ние ими требуют понимания механизма текстурообразо-
вания.
КЛАССИФИКАЦИЯ ТЕКСТУР. Классификация тек-
стур базируется на том, что к одному классу относят
текстуры со сходной закономерностью в пространствен-
ном расположении определенных кристаллографических
направлений и (или) плоскостей, или элементов симмет-
рии. Текстуры, в которых предпочтительно ориентиро-
ванными в пространстве являются какие-то кристалло-
графические направления, называются осевыми, кри-
сталлографические плоскости — плоскими, плоскости и
лежащие в них направления — полными.
Чаще других среди осевых текстур встречаются:
Аксиальная текстура — характерна тем, что все зер-
на (или группа зерен) данного поликристалла ориенти-
рованы параллельно друг другу и некоторому направ-
лению в изделии определенным кристаллографическим
направлением <Zuvw>. Это направление- называют
260
осью аксиальной текстуры или просто осью текстуры.
Вокруг оси текстуры F кристаллиты могут быть по-
вернуты произвольно (рис. 157). Следовательно, при на-
личии аксиальной текстуры ориентировка кристаллитов
обладает одной степенью свободы.
Примером аксиальной текстуры являются текстуры,
возникающие в проволоке при ее протяжке (волочении),
образующиеся при экструзии, а также высадке.
Рис. 157. Аксиальная текстура. Сфе-
рические проекции нормалей к
плоскостям двух совокупностей.
/•' — ось текстуры, D — ось образца
(схема) *
Рис. 158. Кольцевая текстура на
примере гексагональной симметрии.
Ось <0001> перпендикулярна оси
образца D—D (схема)
Как правило, в волоченой проволоке кристаллогра-
фическая ось текстуры F совпадает с осью проволоки D.
Коническая текстура — характерна тем, что кристал-
лографическое направление <Zuvw> располагается под
углом ср к оси образца, образуя коническую поверхность.
Исли угол ф=0, коническая текстура обращается в ак-
сиальную.
Кольцевая текстура — ее можно рассматривать как
частный случай конической текстуры, когда угол ф =
= 90°.
Особенности этой текстуры хорошо иллюстрируются
на примере ориентировки частиц с гексагональной ре-
шеткой (рис. 158).
Пусть гексагональная базисная плоскость Б парал-
лельна оси проволоки D—D. При вращении плоскости
Б вокруг гексагональной оси F проекция этой плоскости
па окружности проекций (точка Pj) не смещается, а
при вращении вокруг оси проволоки D—D описывает
круг.
261
Иначе ведут себя призматические плоскости 77, па-
раллельные оси шестого порядка. При вращении вокруг
оси F проекции этих плоскостей (одна из них точка Р%)
описывают большой круг, перпендикулярный кругу про-
екций, а при одновременном вращении вокруг оси D —
D проекции Р2 покроют всю поверхность сферы.
Таким образом, при кольцевой текстуре плоскости,
параллельные оси текстуры (в рассматриваемом слу-
чае— оси шестого порядка), оказываются ориентирован-
ными произвольно вокруг этой оси, тогда как плоскость
базиса ориентирована анизотропно.
Этот случай указывает на то, что беспорядочное рас-
положение кристаллографических плоскостей какого-
либо одного типа в пространстве еще не может служить
основанием для заключения об отсутствии текстуры —
необходимо проверить ориентировку нескольких типов
плоскостей.
Плоская текстура или текстура осадки представля-
ет собой по существу аксиальную текстуру. Фиксирован-
ная плоскость {hkl} может быть повернута в разных кри-
сталлитах произвольно вокруг нормали к этой плоско-
сти.
Полная текстура или текстура прокатки — та, в ко-
торой фиксированными являются ориентировка в изде-
лии определенной кристаллографической плоскости
{hkl} и определенного направления <Zuvw>, лежаще-
го в этой плоскости.
Основным и наиболее распространенным примером
такой текстуры является текстура в прокатанных листо-
вых металлах. В них кристаллиты располагаются па-
раллельно плоскости прокатки с плоскостью {hkl} и на-
правлением прокатки <ZuvwZ>, лежащим в плоскости
{hkl}. Такая текстура записывается символом {hkl}
<Zuvw>.
Из изложенного следует, что при полной текстуре,
или, как ее часто называют, текстуре прокатки, ориен-
тировка кристаллитов в пространстве оказывается стро-
го фиксированной, т. е. не обладает ни одной степенью
свободы.
Некоторые часто встречающиеся текстуры прокатки
с характерными ориентировками в литературе обознача-
ют общепринятыми терминами. Так, текстуру, в кото-
рой параллельно поверхности листа располагаются пло- ,
скости куба {100}, а вдоль листа (вдоль направления I
262
прокатки)—направление ребра куба <001>, называ-
ют текстурой куба (рис. .159, а). Ее символ {100}
<001 >. Текстуру, в которой параллельно плоскости
листа ориентирована плоскость {110} (плоскость ромби-
ческого додекаэдра), а вдоль листа — ребро куба
<001>, лежащее в плоскости {НО}, называют ребро-
вой текстурой или текстурой Госса (рис. 159,6). Ее сим-
вол {110} <001>.
Если все кристаллиты изделия имеют одну ориенти-
ровку, точнее ориентировку, описываемую одним симво-
лом, то мы имеем дело с однокомпонентной текстурой.
Если же одна часть кристаллитов имеет одну ориенти-
ровку, другая — вторую и т. д., то изделие обладает мно-
гокомпонентной текстурой. В последнем случае обозна-
чение текстуры включает символы всех- или основ-
ных ориентировок (всех компонентов текстуры),,
причем записываются они в определенной последо-
вательности. Первым записывается символ наибо-
лее интенсивной ориентировки, т. е. той текстурной
компоненты, которой обладает наибольший объем мате-
риала (наибольщее число кристаллитов) и далее в по-
рядке убывания интенсивности «веса» ориентировки* 1.
Так, текстура железа, после холодной прокатки с
большим обжатием содержит следующие три основные
текстурные компоненты, записанные в порядке убыва-
ния их интенсивности:- {112} <110>; {100} <011>;
{111} <112>.
Аксиальная текстура волоченых проволок ряда ме-
таллов с г.ц.к. решеткой записывается так: <111>,
<100>. Эта запись означает, что текстура содержит
две ориентировки, из которых компонента <111> встре-
чается чаще (у большего числа кристаллитов).
Подчеркиваем, что описанная многокомпонентная
текстура относится к случаю, когда различными ориен-
тировками обладают соседние микрообъемы одного мак-
i=n
1 Под «весом» f-той ориентировки Pt — Vil 2 понимают от-
t=0
ношение объема (площади на шлифе) материала, • обладающего
ориентировкой данной (f-той) текстурной компоненты (вместе с
объемами, дающими вклад в ее «рассеяние»), к общему объему об-
следованного материала.
Ясно, что чем больше общий объем (площадь) обследованного
материала, тем достовернее будут данные о «весе» данной компо-
ненты.
263
рообъема изделия. Такими микрообъемами могут быть
отдельные зерна, различавшиеся исходной (до Деформа-
ции) ориентировкой. Но очень часто, а точнее, как пра-
вило, текстура деформации не одинакова даже в объеме
одного и того же исходного зерна. Приграничные и внут-
ренние объемы кристаллитов, полосы деформации и пе-
реходные полосы — эти и другие микрообъемы различа-
ются характером дислокационного скольжения и, как
следствие, характером текстуры. Этот случай не следует
Рис. 159. Схема кристаллографической ориентировки кристаллитов в
листовом материале в случае кубической (справа) и ребровой (слева)
текстуры
путать с тем, когда по характеру текстуры различаются
макрообъемы изделия. Последнее представляет собой
текстурную макронеоднородность, вызванную неодина-
ковыми условиями течения металла в разных сечениях
изделия. Чаще всего такая макронеоднородность обус-
ловлена действием сил трения между металлом и де-
формирующим инструментом (валками, волочильным оч-
ком и т.п.). При этом наблюдается различие в характе-
ре текстуры во внешних и внутренних слоях изделия
(примеры см. ниже). При производстве изделий слож-
ной формы неодинаковые условия истечения металла мо-
гут быть вызваны различием в формоизменении в раз-
ных сечениях детали.
Символы текстурной компоненты указывают идеаль-
ную ориентировку. Однако *в реальных условиях истин-
ная ориентировка различных микрообъемов материала
данной текстурной компоненты имеет ориентировку,
статистически отличающуюся на некоторую величину от
идеальной. Это отклонение ориентировки от идеальной
264
называют рассеянием текстуры. Величина рассеяния за-^'1
висит от ряда факторов и колеблется от нескольких еди- ;
ниц до ~ 10—15 град. Рассеяние особенно велико при
малых степенях деформации и уменьшается с увеличе-
нием степени деформации. Рассеянию текстуры способ-
ствует наличие в материале частиц других фаз, повы-
шение температуры деформации и др.
2. МЕТОДЫ АНАЛИЗА ТЕКСТУР.
ПОЛЮСНЫЕ ФИГУРЫ
ОСНОВНЫМИ МЕТОДАМИ анализа текстур явля-
ются дифракционные: рентгенографический, электроно-
графический и нейтронографический. Основанные на од-
них дифракционных принципах эти методы различаются
по.глубине проникновения дифрагирующих излучений в
изучаемый объект и тем самым по толщине слоя мате-
риала, о текстурированности которого дает информацию
данный метод.
Наиболее универсальным и доступным из них явля-
ется рентгенографический метод. Он позволяет получить
информацию о текстуре в слое толщиной в десятые доли
миллиметра. Электронографический метод в силу силь-
ного поглощения электронов пригоден для анализа тек-
стуры в весьма тонких поверхностных слоях и пленках
микронных толщин. Основным преимуществом дифрак-
ционных методов перед другими является то, что они не
только легко позволяют установить наличие или отсут-
ствие текстуры и ее симметрию, не разрушая изделия,
но и дают возможность установить кристаллографичес-
кие символы каждой из текстурных компонент.
Кроме дифракционных методов, для диализа текстур
используют и некоторые физические методы, основными
из которых являются оптический, магнитный и ультра-
звуковой.
Рассмотрим несколько подробнее рентгенографичес-
кий метод анализа текстур. Прежде всего с помощью
этого метода легко устанавливается наличие или отсут-
ствие текстуры. При отсутствии текстуры линии (или
кольца) на дебаеграмме (рентгенограмме, снятой на фо-
топленку) зачернены равномерно (рис. 160, а). При на-
личии текстуры равномерность почернения линий исче-
зает. На линиях выявляются отдельные интерференцион-
ные максимумы почернения, расположенные вдоль этих
265
линий в определенном закономерном порядке. Чем бо-
лее отчетливо выражена текстура (чем меньше ее рас-
сеяние), тем менее вытянуты максимумы почернения
вдоль дебаевских колец. Пример такой рентгенограммы
текстурованного материала показан на рис. 160, б.
В случае многокомпонентной текстуры картина ус-
ложняется вследствие того, что каждая текстурная ком-
понента дает свою систему интерференционных макси-
мумов. При этом интенсивность этих максимумов (плот-
ность почернения фотопленки) при прочих равных усло-
вие. 160. Вид дебаеграммы при отсутствии (а) и нали-
чии (б) текстуры
виях будет тем больше, чем больше объем материала,
занимаемый данной компонентой (чем больше «вес»
данной компоненты).
Кроме этой простейшей задачи, рентгеновский метод
позволяет расшифровать характер текстуры, т.е. число
текстурных компонент, кристаллографические символы
каждой из компонент, а также долю материала, облада-
ющего ориентировкой данной компоненты.
Существенный прогресс в рентгеноанализе текстур и
количественной оценке «веса» разных компонент и сте-
пени рассеяния текстур достигнут в последние годы бла-
годаря использованию ионизационных методов регист-
рации дифрагированного рентгеновского излучения. Ко-
личественный анализ текстур, особенно многокомпонен-
тных, относительно сложен. Он требует построения по
данным, полученным из рентгенограмм, специальных
«полюсных фигур» и их анализа.
ПОЛЮСНЫЕ ФИГУРЫ. Под полюсными фигурами
поликристалла понимают стереографические проекции
(см. гл. II) нормалей (полюсов) к определенным атом-
ным плоскостям {hikili}, построенные для всех кристал-
266
литов данного поликристалла или, точнее, того объема
поликристалла, от которого получена дифракционная
картина.
При отсутствии текстуры любые ориентировки пло-
скостей разных кристаллитов равновероятны. В этом
случае полюсная фигура этих плоскостей представляет
собой круг проекций, равномерно покрытый полюсами
{hikili}. Графически это принято изображать равномер-
ной штриховкой круга проекций (рис. 161, а). При нали-
Рис. 161. Распределение полюсов
на полюсных фигурах для различ-
ного типа текстур (схемы):
а — отсутствие текстуры; б — иде-
альная однокомпонентная текстура
прокатки (текстура куба, полюсная
фигура {100}); в —- аксиальная
текстура (ось текстуры лежит в
плоскости проекции); г—аксиаль.
ная текстура (ось текстуры перпен-
дикулярна плоскости проекции)
чии текстуры плоскости {hikili} разных кристаллитов
ориентируются в пространстве определенным законо-
мерным образом, а плоскости кристаллитов одной тек-
стурной компоненты располагаются так, что соответ-
ствующие кристаллографические параметры ориентиро-
ваны строго одинаково (если рассеяние отсутствует)
или с небольшой разориентировкой (если рассеяние тек-
стуры есть).
Теперь круг проекций будет покрыт полюсами не-
равномерно (см. рис. 161,6—г, 162, 163). Конкретный
характер распределения полюсов будет зависеть от ти-
па текстуры, ее рассеяния и, конечно, от того, для каких
конкретно плоскостей {hikili} построена данная полюс-
ная фигура. При идеальной монокомпонентной текстуре
прокатки поликристалл как бы превращается в моно-
кристалл и полюса должны располагаться на круге про-
екций в определенных закономерно расположенных точ-
ках (для ориентировок нет степеней свободы).
При идеальной монокомпонентной осевой текстуре
(например, аксиальной) ориентировка кристаллитов об-
ладает одной степенью свободы и полюса будут распола-
гаться на линиях — дугах. В случае многокомпонентных
текстур картина усложнится. На полюсной фигуре по-
явится не одна система точек (линий), а столько, сколь-
ко компонент будет содержать данная сложная текстура.
В реальных условиях, когда обязательно имеется рас-
сеяние, текстуры точки и дуги размываются в площади.
Рис. 162. Полюсная фигура многокомпонентной текстуры
сплава 50 % Fe + 50 % Ni с г. ц. к. решеткой. Цифры указывают
относительный «вес» плотности полюсов
Все сказанное выше иллюстрируют схематические и
реальные полюсные фигуры, приведенные в качестве
примера на рис. 161 —163.
Различной штриховкой как на рис. 163, принято обо-
значать области на полюсной фигуре, относящиеся к
компонентам текстуры различной интенсивности (разно-
го «веса»), давших на рентгенограммах разные по ин-
тенсивности интерференционные максимумы. Обычно чем
больше доля данной компоненты, тем более плотной
268
штриховкой обозначают соответствующие ей площади на
полюсной фигуре.
Последнее время с расширением использования иони-
зационных методов регистрации дифрагированного рент-
Рис. 163. Полюсная фигура плоскостей [НО] сплава Fe—Si.
Различная штриховка областей полюсной фигуры означает различную плот-
ность нормалей в единицах плотности полюсной фигуры образца без преи-
мущественной ориентации:
Г —меньше ’/2; 2—V2—1; 3—1—2; 4 — 2—4;. 5 — 8; 6 — больше 8; НП — на-
правление прокатки
геновского излучения длй количественной оценки «веса»
разных компонент текстуры и характера рассеяния тек-
стуры на полюсные фигуры наносят линии изоинтенсив-
ности полюсного распределения. Соответствующие циф-
ры при этих линиях указывают относительный «вес» ин-
269
тенсивности плотности полюсов в данной области полюс-
ной фигуры (см. рис. 162).
Определение ориентировок по построенным полюсным
фигурам производят с помощью стандартных проекций
(сеток Закса), на которых изображены стереографичес-
кие проекции полюсов плоскостей монокристалла с раз-
ными индексами (hkl) при данной ориентировке, кри-
сталла относительно круга проекции.
Рассмотрим эту операцию на примере текстуры про-
катки.
Полюсную фигуру накладывают на разные стандарт-
ные проекции и, вращая, проверяют, на какой из этих
сеток проекции нормали от плоскостей {hikili}, для ко-
торых построена данная полюсная фигура, совпадают с
максимумами на этой полюсной фигуре.
В случае совпадения индексы центрального пятна
данной стандартной проекции и являются индексами
атомной плоскости, параллельной плоскости прокатки, а
индексы нормалей на стандартной проекции, совпадаю-
щие с выходами направлений вдоль (НП) и поперек
(Я77) прокатки на полюсной фигуре, являются индек-
сами кристаллографических направлений в решетке, со-
впадающих соответственно с направлениями НП и 7777.
В случае многокомпонентной текстуры параллельно пло-
скости прокатки устанавливаются в одних кристаллитах
плоскости с одними индексами, а в других — с другими.
Тогда не все максимумы полюсной фигуры будут совпа-
дать с полюсами плоскостей {hikik} одной стандартной
проекции. В таком случае следует найти другую стан-
дартную сетку, в которой полюсы тех же плоскостей
{hikih} совпали бы с оставшимися нерасшифрованными
максимумами полюсной фигуры. Эта стандартная сетка
даст новые значения индексов плоскостей и направле-
ний, параллельных плоскости прокатки и направления
НП и ПП.
В качестве примера на рис. 163 приведена полюсная
фигура {110} сплава Fe+3%Si после холодной про-
катки.
Различная штриховка областей полюсной фигуры
обозначает различную плотность нормалей в единицах
плотности полюсной фигуры' нетекстурованного образца
(т. е. обозначает относительный «вес» соответствую-
щих ориентировок — цифры см. в подписи к рисун-
ку).
; 270
Из этой полюсной фигуры следует, что в холоднока-
таном сплаве железо — кремний создается многокомпо-
нентная текстура, состоящая из нескольких рассеянных
ориентировок, области рассеяния которых составляют
15—20° и перекрываются. Максимумы плотности при-
ходятся на ориентировки {001} < 110>; {112} < 110>
и {111} <112>.
Из такой записи следует, что группа кристаллитов
(наиболее многочисленная) ориентирована плоскостями
{100} параллельно плоскости прокатки и направлением
<110> параллельно направлению прокатки НП. Про-
екции" нормалей к плоскостям {110} этой группы кри-
сталлитов располагаются на полюсной фигуре в местах,
помеченных квадратами.
Две другие группы кристаллитов (численно мень-
шие) расположены в пространстве так, что параллельно
плоскости прокатки в них располагаются соответственно
плоскости {112} и {111}, а в направлении прокатки—со-
ответственно направления <011> и <112>. Проек-
ции нормалей к плоскости {110} этих кристаллитов на-
ходятся соответственно в местах, отмеченных кружочка-
ми и треугольниками.
Из приведенной полюсной фигуры и протяженности
заштрихованных областей рассеяния далее следует, что
по существу при прокатке возникает непрерывный ряд
преимущественных ориентировок от {001} <110> до
{111} <112>.
При анализе текстуры по полюсным фигурам, по-
строенным по данным рентгеновского анализа, необходи-
мо учитывать их ограниченность, связанную с недоста-
точно высокой чувствительностью метода. Интенсивность
дифрагированных лучей от тех текстурных компонент,
«вес» которых невелик, будет также малой и может ока-
заться незамеченной регистрирующим устройством на
общем фоне рассеянного рентгеновского излучения.
В результате эти слабые текстурные компоненты будут
отсутствовать на полюсной фигуре. Вместе с тем роль
таких слабых компонент, особенно в процессах тексту-
рообразования при рекристаллизации, часто оказывает-
ся решающей. Поэтому в случаях, когда слабые компо-
ненты могут играть важную роль, для их выявления
нужно применять специальные локальные методы (на-
пример, дифракцию электронов или метод фигур трав-
ления) .
271
□ {100} <011 >
НП 0{110}<001>
Рис. 164. Полюсная фигура крупнозер-
нистого поликристаллического транс-
форматорного железа, построенная по
лауэграммам от отдельных кристалли-
тов
Если анализируемый материал крупнозернистый, то
полюсные фигуры строят с помощью лауэграмм или
эпиграмм от отдельных крупных кристаллитов, по кото-
рым определяют их ориентировку в пространстве. За-
тем ориентировки разных плоскостей (с разными {hkl})
наносят в виде точек на соответствующие полюсные фи-
гуры (рис. 164). Разная плотность заполнения различ-
ных участков полюсной
фигуры нанесенными точ-
ками и будет характери-
зовать текстуру. Ясно,
что для большей досто-
верности полученных по-
люсных фигур число кри-
сталлитов, с которых сня-
ты лауэграммы, должно
быть достаточно боль-
шим.
. Анализ текстуры кру-
пнозернистого материала
может быть осуществлен
и на дифрактометре с по-
мощью текстурной при-
ставки. При этом необхо-
димо использовать спе-
циальное устройство, поз- I
воляющее перемещать образец с достаточной скоростью
в процессе съемки и тем самым «подставлять» в отра-
жающее положение большое число кристаллитов.
~ Для ориентировочной оценки текстуры крупнозерни-
стого материала может быть успешно использован
металлографический анализ по фигурам травле-
ния.
Оптический метод анализа текстур основан на ис-
пользовании кристаллографической анизотропии скоро-
сти химического растворения. При правильном подборе
режима травления на поверхности кристаллитов можно
получить фигуры травления, хорошо наблюдаемые в све-
товом микроскопе. Форма этих фигур травления и их
ориентировка в плоскости шлифа зависят от того, какой
кристаллографической плоскостью {hikili} ориентирован
соответствующий кристаллит параллельно плоскости
шлифа и как эта плоскость {hikili} повернута вокруг
нормали к плоскости шлифа.
272
На рис. 165 показана типичная форма фигур травле-
ния для некоторых кристаллографических плоскостей.
Метод фигур травления успешно используется при
изучении изменений ориентировки в процессе деформа-
ции и рекристаллизации монокристаллитов и крупнозер-
нистых поликристаллов алюминия, трансформаторного
железа и др.
{7Z7Z7}- □
<77/7} -Ш
Рис. 165. Форма фигур травления (а, б) на часто встречающихся кристалло-
графических плоскостях (в) кристаллитов кубической сингонии
Интересные сведения об ориентировке зерен можно
получить из анализа расположения в них линий скольже-
ния и когерентных границ двойников, а также с помощью
цветного окрашивающего травления. Разная окраска зе-
рен, различно ориентированных в поверхности шлифа,
может быть достигнута равными методами: тепловым
травлением в разных газовых средах, нанесением окис-
ной пленки и рассмотрением ее в поляризованном свете
и др.
Разработаны также оптические методы, основанные
на определении углов, под которыми свет, отраженный
18—790 273
от поверхности образца, имеет максимальную интенсив-
ность (так называемый метод «максимального блеска»).
Магнитный метод анализа текстур менее универса-
лен, чем описанные выше. Но он весьма широко исполь-
зуется для многих ферромагнитных материалов, обла-
дающих анизотропией магнитных свойств (трансформа-
торная и динамная сталь и др.). Метод основан на том,
что образец из магнитно анизотропного материала при
намагничивании стремится ориентироваться направле-.
нием легкого намагничивания вдоль магнитного поля.
При этом создается крутящий момент, величина которо-
го зависит от положения образца. Определение этого
Крутящего момента при разных положениях образца и
позволяет судить об анизотропии магнитных свойств
(константе магнитной анизотропии). Метод весьма эф- I
фективен для анализа рассеяния текстуры, однако не
позволяет расшифровывать кристаллографические па-
раметры текстуры. Благодаря своей простоте метод ши?
роко используется как контрольный в производственных
условиях. В сочетании с рентгеновским методом может
быть полезен и для анализа текстур.
3. ОБЩИЕ ПРИНЦИПЫ влияния
НАПРЯЖЕННО-ДЕФОРМИРОВАННОГО СОСТОЯНИЯ
НА ТИП ТЕКСТУРЫ ДЕФОРМАЦИИ
Количество факторов, определяющих тип текстуры, фор-
мирующейся в данном теле при наложении на него
внешнего силового поля, будет различным в зависимо-
сти от того, как ведет себя это тело по отношению к си-
ловому полю — как сплошная изотропная среда (конти-
нуум) или как среда, в которой возможны только опре-
деленные дискретные перемещения (дисконтинуум).
Примером последнего является текстурирование кристал-
лических тел при пластической деформации, которая ре-
ализуется движением дислокации по определенным кри-
сталлографическим плоскостям и направлениям.
Общим для всех случаев является то, что симметрия,
характерная для данной текстуры, определяется симмет- <
рией внешнего поля. Если внешнее воздействие имеет
сложный характер и представляет собой совокупность
нескольких элементарных воздействий с разной симмет-
рией \ то симметрия среды, возникшая в результате та- I
1 Примеры сложного воздействия см на с. 285.
274
кого воздействия, определяется, исходя из принципа су-
перпозии групп симметрии, впервые предложенного
Кюри.
Под группой симметрии (по терминологии, принятой
в кристаллографии, — точечной группой) понимают со-
вокупность минимального числа элементов симметрии,
характеризующих данный класс симметрии.
Перед тем как пояснить это примером, напомним
символы, с помощью которых обозначаются наиболее
важные элементы симметрии. Цифры 1, 2, 3, 4, 6 и сим-
вол бесконечности оо означают оси симметрии. При этом
номер оси (число) показывает, сколько раз за один пол-
ный оборот вокруг данной оси симметрии возникает со-
стояние, совпадающее с исходным (до вращения). Те же
цифры, но с черточками над ними указывают на зер-
кально поворотные оси. Буквой m обозначают плоскость
симметрии. Точка между символами элементов симмет-
рии означает параллельность последних, двоеточие —
перпендикулярность, косой штрих —наклон их друг к
другу. В символ группы симметрии (точечной группы)
входит только минимальное число элементов симметрии,
достаточное для обозначения соответствующего класса
симметрии. Так, симметрия сдвоенного конуса обознача-
ется символом оо: т, хотя, кроме оси оо-го порядка и
перпендикулярной ей плоскости симметрии, фигура вклю-
чает еще и центр симметрии.
Наиболее распространенными ориентирующими ви-
дами внешнего воздействия на материалы являются ме-
ханические воздействия, а также воздействие электри-
ческим и магнитным полями.
Как показал еще П. Кюри, симметрия электричес-
кого поля описывается группой оо-m (геометрический
аналог — покоящийся конус), а магнитного поля оо : m
(вращающийся цилиндр). Поля механических напряже-
ний, создаваемых при наиболее распространенных видах
обработки давлением (прокатка, прессование, волочение,
штамповка) , описываются в А общем случае симметрич-
ным тензором 2-го ранга. По своей симметрии они мо-
гут быть отнесены к одной из трех следующих групп:
oo/oo-m; m-oo; пг и m-2:m. Поля напряжений, возника-
ющие- в случае одноосной деформации (прессованием,
волочением и т.п.), принадлежат к симметрии m-oo : т,
при этом одно или несколько кристаллографических на-
правлений ориентируются вдоль осей сжатия или растя-
18*
275
жения (аксиальные текстуры). Поля напряжений при
прокатке приводят к симметрии т. е. в этом слу-
чае определенные кристаллографические плоскости сов-
падают с плоскостью прокатки, а кристаллографические
направления — с направлением прокатки.
Деформация кручением приводит к текстуре оо : 2.
Принцип суперпозиции групп симметрии можно про-
иллюстрировать следующими примерами:
а) прессование деталей из феррита бария, имеюще-
го гексагональную решетку (симметрия механического
воздействия m-oo : т), ведется с наложением магнитного
поля, направленного вдоль оси прессования (симметрия
оо : т). В результате такого сложного воздействия су-
перпозия групп симметрии приводит к тому, что плос-
кость базиса {0001} устанавливается параллельно оси
прессования;
б) если из прокатанного листа (симметрия m-2:m)
вырезать узкие пластинки, произвольно ориентирован-
ные относительно оси второго порядка (2), и< затем эти
пластинки подвергнуть волочению, то симметрия в по-
лученных проволочных образцах будет равна 2 : т. По-
следующая деформация кручением этих проволочек сни-
зит симметрию до одной оси 2.
Однако симметрия текстуры при всей ее важности —
только первая, самая общая ее характеристика. Совер-
шенно очевидно, что одной и той же симметрией тек-
стуры может обладать бесконечное множество конкрет-
ных текстур, причем не только многокомпонентных, но
и однокомпонентных. Это хорошо видно из полюсных
фигур прокатанных металлов, приведенных на рис. 162,
163. Все они удовлетворяют симметрии m-2:m, хотя
конкретные типы текстур у них совершенно различны.
Реально это обусловлено различием в типе и числе
действующих систем скольжения при данных условиях
внешнего воздействия, т. е. связано с дискретным харак-
тером возможных атомных перемещений в данном теле,
вследствие которого оно ведет себя как дисконтинуум.
Это поведение в свою очередь зависит от большого чис-
ла факторов, в том числе типа решетки, энергии дефек-
тов упаковки, фазового состава, ориентировки внешних '
сил относительно систем скольжения и др.
Таким образом, необходимо отдавать себе отчет в
ограниченности симметрийного анализа текстур. Он да-
ет информацию только о симметрии текстуры, в том чис-
276
ле и многокомпонентной, но не указывает на конкрет-
ный тип текстур, а следовательно, и конкретные угловые
соотношения, характеризующие данную анизотропию,
как в кристаллографическом отношении, так и в отно-
шении анизотропии свойств, не дает сведений и о доле
разных текстурных компонент и т. д.
Вместе с тем симметрия воздействия, несомненно,
определяет, если можно так выразиться, макроскопичес-
кую анизотропию свойств и структуры, что весьма важно.
Схема напряженно-деформированного состояния от-
ветственна за изменение формы образца независимо от
конкретного кристаллического строения материала.
При деформации поликристаллов отдельные кристал-
литы подвергаются такому же формоизменению, как и
весь образец в целом. Кристаллическое строение дефор-
мированного вещества проявляется в том, что наряду с
обоснованным изменением его внешней формы законо-
мерно изменяется ориентировка кристаллической решет-
ки. Это изменение связано с симметрией напряженно-
деформированного состояния и, в конечном итоге, при-
водит к тому, что параллельно направлению внешних
деформирующих сил устанавливается определенная кри-
сталлографическая плоскость и (или) кристаллографи-
ческое направление.
В гл. II отмечалось, что кристаллографическое на-
правление сдвига при растяжении монокристаллов по-
ворачивается по мере увеличения степени деформации
в направлении к оси растяжения до совпадения с ней
(при больших степенях деформации), а при сжатии —
до совпадения с плоскостью, нормальной к направлению
сжатия. Существенно, что после того, как определяется
конечная устойчивая ориентация, она не изменяется под
влиянием дальнейшей деформации.
Направлением сдвига является одно из направлений
скольжения, входящих в свойственные данному типу кри-
сталлической решетки системы скольжения.
Покажем роль типа решетки и симметрии напряжен-
но-деформированного состояния на формирование неко-
торых текстур.
Аксиальная текстура. Основной системой скольже-
ния в о. ц. к. металлах является система {110} < 111 >.
В любой из плоскостей типа {НО} имеется по два рав-
ноправных направления из семейства <111> (рис. 166),
которые являются направлениями сдвига в о. ц. к. ре-
1
277
шетках. В силу симметрии напряженно-деформированно-
го состояния_скольжение по этим двум направлениям,
например [111] и [111] на рис. 166, эквивалентно сколь-
жению в направлении их равнодействующей. Поэтому
оба указанных направления должны в состоянии устой-
чивой ориентации расположиться симметрично относи-
тельно оси проволоки (направления внешней деформиру-
ющей силы). Это требование будет удовлетворено, если
вдоль направления оси проволоки расположится одно из
Рис. 166. Схема, поясняющая уста-
новление направления <110> парал-
лельно оси аксиальной текстуры во-
лочения у металлов с о. ц..к. решет-
кой
Рис. 167. Схема, поясняющая уста-
новление направления <111> па-
раллельно оси аксиальной текстуры
у металлов с г. ц. к. решеткой
двух кристаллографических направлений типа <100>
или типа < 110>. Для случая, показанного на рис. 166,
это [001] и [НО]. Практически реализуется направление
<1Г0>, так как угол между ним и направлением
<111> (угол ф1/2 на рис. 166) меньше, чем между
<100> и <1Н> (угол фг/2).
Аналогично в г. ц. к. металлах, где система скольже-
ния {111} <1 Ю>-, три направления скольжения типа
<110> расположены симметрично относительно на-
правления типа <111>, как показано на рис. 167. Рав-
нодействующей при скольжении вдоль этих трех на-
правлений будет направление типа <111>, которое и
должно устанавливаться вдоль проволоки.
При определенных условиях в г. ц. к. металлах мо-
жет образоваться и аксиальная текстура <100>.
Текстура прокатки. Сложную деформацию прокат-
кой можно представить условно как наложение двух прр-
378
стых схем — растяжения вдоль оси прокатки и сжа-
тия в направлении, перпендикулярном поверхности об-
разца.
В скольжении при сжатии вследствие симметрии ку-
бической решетки участвуют пары равноправных взаим-
но перпендикулярных плоскостей из семейства {ПО}.
Скольжение каждой из этих плоскостей может идти
вдоль двух направлений типа < 111 >, результирующим
для которых является направление <100>.
Для пары равноправных плоскостей типа {ПО}
скольжение идет вдоль взаимно перпендикулярных на-
правлений <100>. Но это значит, что скольжение дол-
жно идти по плоскости, содержащей два направления из
семейства <100> и одно из <110>. Таким требова-
ниям удовлетворяет плоскость типа {100}, которая и
должна располагаться перпендикулярно направлению
сжатия.
Приведенные условия должны способствовать уста-
новлению при прокатке стабильной текстуры {001}
<110>, которая наблюдается в металлах с о. ц. к. ре-
шеткой.
В работах Б. В. Молотилова с сотр. систематически
проверялось, как изменяется при прокатке ориентировка
монокристаллов Fe+3,5%Si, имевших до прокатки раз-
личную исходную ориентировку. Оказалось, что единст-
венной исходной ориентировкой, не изменяющейся при
деформации, является {001} <011>. В нее же при
прокатке переходят и многие кристаллы с иной исход-
ной ориентировкой.
Ясно, что переход от данной исходной ориентировки
к конечной (стабильной) происходит через ряд проме-
жуточных положений. Характер и последовательность
этого перехода зависят, кроме типа решетки, от исход-
ной ориентировки и схемы напряженно-деформирован-
ного состояния. Как следует из данных, приведенных в
гл. II, от этих факторов зависят последовательность
включения в процесс пластической деформации различ-
ных систем скольжения и, как следствие этого, пере-
ориентировка.
Как показали многочисленные исследования, для за-
метной переориентировки решетки должно действовать
несколько систем скольжения. На рис. 168, взятом из ра-
боты Боаса и Шмида, показано изменение кристаллогра-
фического направления, располагающегося вдоль оси
279
г
растяжения (сжатия) в ходе деформации г. ц. к. метал-
лов. В зависимости от исходной, ориентировки можно
выделить четыре области, в которых действуют разные
системы скольжения. В зависимости от исходной ориен-
тировки при растяжении получаются конечные ориен-
тировки <]11> (области а и с) или < 100> (области
b и d).
При сжатии (ориентировки меняются в направлении,
обратном показанному стрелками) конечной ориентиров-
кой для всех исходных
ориентировок является
направление <110>.
Пластическая дефор-
мация поликристаллов
вносит дополнительные
весцма осложняющие
факторы.
Во-первых, они связа-*
ны с тем, что из-за раз-
личной исходной ориен-
тировки кристаллитов
число и тип действую-
щих систем скольжения
Рис. 168. Изменение кристаллографичео
кого направления, располагающегося
вдоль оси растяжения в ходе дефор-
мации г. ц. к. металлов (схема)
ствует многокомпонентная
и соответственно последо-
вательность переориенти-
ровки происходят в них
по-разному. Уже только
вследствие этого в ходе
деформации всегда суще-
текстура, число компонентов
в которой при значительных степенях деформации на-
чинает заметно уменьшаться.
Картина несколько меняется, если металл в исходном
(до данной деформации) состоянии текстурован.
Во-вторых, осложняющим обстоятельством является
наличие границ зерен. Усложнение условий деформации
и дислокационной структуры, связанное с границами,
рассмотрено в гл. II. Здесь лишь отметим, что пригра-
ничные области из-за большей турбулентности скольже-
ния, как правило, характеризуются иными ориентиров-
ками, чем внутренние объемы кристаллитов, и боль-
шим рассеянием текстуры по сравнению с тем, которая
диктуется схемой напряженно-деформированного состо-
яния.
2S0
4. ВЛИЯНИЕ УСЛОВИЙ ДЕФОРМАЦИИ,
КРИСТАЛЛОХИМИЧЕСКОЙ ПРИРОДЫ МАТЕРИАЛА
И ЛЕГИРОВАНИЯ
НА КОНКРЕТНЫЙ ТИП ТЕКСТУР ДЕФОРМАЦИИ
Число факторов, определяющих конкретный тип тексту-
ры деформации, весьма велико. Оно включает в себя
прежде всего условия деформации (схема, скорость,
температура, смазка и др.), а также природу основного
материала (тип решетки и природа химических связей,
энергия дефектов упаковки, исходная текстура и вели-
чина зерна и др.), характер легирования (природа леги-
рующей примеси, концентрация, фазовое состояние)
и др.
В целях систематизации конкретные виды текстур
рассматриваются ниже применительно к типу текстуры
и технологической схеме ее получения и в пределах дан-
ной схемы анализируется влияние разных факторов.
ТЕКСТУРЫ ВОЛОЧЕНИЯ (ПРОТЯЖКИ). Метал-
лы и сплавы с г. ц. к. решеткой после волочения содержат
в общем случае две текстурные компоненты < 111 > и
<100> в разных соотношениях. По мере увеличения
степени деформации в начале появляется компонента
<111> (при деформации 20—30%), а при более высо-
ких деформациях (в меди при «40%, а в алюминии
>98%) компонента <100>.
Несмотря на огромное количество данных, получен-
ных многими авторами и на многих материалах, основ-
ная причина, ответственная за изменение количествен-
ного соотношения этих двух компонент, оставалась дли-
тельное время неясной.
Последнее время получила распространение точка
зрения, базирующаяся 'на дислокационных представ-
лениях и являющаяся, по-видимому, наиболее достовер-
ной.
Согласно этой точке зрения вероятность образования
той или иной из указанных двух ориентировок и коли-
чественное соотношение между ними определяются
склонностью к поперечному скольжению и, следователь-
но, прежде всего энергией дефектов упаковки Ед.у.
Уменьшение энергии Е^.у, а также ослабление склонно-
сти к поперечному скольжению способствует образова-
нию компоненты аксиальной текстуры <100> и увели-
281
чению доли материала с этой компонентой за счет ком-
поненты
Такой подход объясняет большинство эксперимен-
тальных фактов и прежде всего то, что чистый алюминий
(энергия Ед.? велика) после волочения практически об-
ладает только ориентировкой <1Н>, а ориентировка
<100> усиливается в ряду алюминий — никель —
медь — латунь — серебро (см. табл. 1), т. е. в той же по-
следовательности, в какой снижается энергия дефектов
упаковки (см. гл. II). Если после деформации волоче-
нием в алюминии (99,5%) доля компоненты < 100>
составила 8%, то в ряду никель; медь, серебро она уве-
личивается в следующей последовательности 27, 34 и
54%.
Хорошо согласуется с этим также и тот факт, что с
повышением температуры деформации и понижением
чистоты алюминия ; возрастает доля компоненты
<100>.
Существенную роль играет исходная ориентировка
кристаллитов. Так, если медная проволока перед волоче-
нием имеет ориентировку <Ш> или <100>, то она
остается стабильной вплоть до 8 = 80%. Вторая ориен-
тировка появляется при еще более высоких степенях де-
формации. При любой другой исходной ориентировке
компонента < 111 > возникает, как уже отмечалось, при
8^40%. '
Для металлов и сплавов с о. ц. к. решеткой во всех
известных из литературы случаях (Fe, Nb, Та, Mo, W,
р-латунь, однофазные сплавы на основе железа) форми-
руется текстура волочения одного типа:
Менее однозначны данные для металлов и сплавов
с гексагональной решеткой. Так, в проволоке титана, ре-
шетка которого характерна очень низким отношением
осей с/а—1,587, текстура является аксиальной типа
<1010> с плоскостью базиса, параллельной оси про-
волоки.
У магния (отношение с/а— 1,624) при волочений уже
возникает кольцевая текстура, в которой плоскость бази-
са параллельна оси проволоки, т. е. гексагональная ось
перпендикулярна оси проволоки, однако вокруг этой
гексагональной оси возможно вращение на любой
угол.
В цинке, у которого отношение с/а еще больше и со-
ставляет 1,856, при волочении на относительно неболь-
282
шие степени деформации (20—30%) возникает простая
аксиальная текстура, при которой плоскость базиса уже
не параллельна, а перпендикулярна оси проволоки, а
после волочения на большие степени устанавливается
коническая текстура, при которой плоскость базиса об-
разует с осью проволоки угол 18°, а гексагональная
ось — соответственно угол 72°.
Таким образом, в случае металлов с гексагональной
решеткой прослеживается четкая связь между типом
формирующейся аксиальной текстуры и отношением
с/а. Изменение этого отношения в соответствии с дан-
ными, приведенным в гл. II, должно повлечь за собой
изменение в действующих системах скольжения, что в
итоге и ответственно за различие в типе текстур.
За последние годы заметно расширился круг мате-
риалов, технология изготовления которых включает пла-
стическую деформацию, в частности деформацию экст-
рузией, тоже создающую аксиальную текстуру.
Большое значение для аксиальных текстур, форми-
рующихся при волочении, прессовании и экструзии,
имеет их неоднородность. Существует несколько прояв-
лений неоднородности текстур.
Во-первых, это неоднородность, связанная с рассея-
нием текстурных ориентировок. Поскольку данная иде-
альная ориентировка устанавливается не скачком, а пу-
тем постепенной переориентировки решетки в процессе
пластической деформации, то величина рассеяния преж-
де всего зависит от степени деформации. С ее увеличе-
нием рассеяние уменьшается от десятков до нескольких
градусов. Во многокомпонентных текстурах при одной
и той же общей степени деформации рассеяние разных
текстурных компонент оказывается неодинаковым.
Анализ этого явления на медной проволоке показал, что
рассеяние ориентировки <Z 100> примерно в два раза
больше, чем ориентировки <111>. Причина этого еще
одцозначно не установлена. Наиболее естественно пред-
положить, что это связано с тем, что ориентировка
<100> формируется позднее, чем <111>. По-види-
мому, при неодновременном формировании разных ком-
понент текстуры та из них, которая начинает формиро-
ваться при более высоких степенях деформации, долж-
на в общем случае быть более рассеянной.
Во-вторых, это неоднородность текстуры по сечению
проволоки. Эта неоднородность в свою очередь имеет
283
*
несколько проявлений. Как правило, рассеяние текстуры
в поверхностных слоях существенно больше, чем в серд-
цевинных L В крайних случаях поверхностный слой мо-
жет быть вообще почти не текстурован. Глубина этого
слоя, отличающегося по текстуре от сердцевинного, рез-
ко уменьшается с увеличением степени деформации. В ря-
де случаев при больших деформациях тонкие поверхно-
стные слои имеют текстуру, качественно отличную от
сердцевинной. Так, в холоднотянутой тонкой алюминие-
вой проволоке внешние слои могут иметь коническую
текстуру с углом наклона до 10° вместо нормально ак-
сиальной в средних слоях.
Особенно часто тип текстуры в наружных и внутрен-
них слоях неодинаков у металлов и сплавов с гексаго-
нальной решеткой. Различие в текстурах по сечению про-
волоки может быть связано и с различием температуры
по этому сечению. Последнее в свою очередь может быть
вызвано условиями деформации (тепловыделение за
счет сил трения) и условиями охлаждения. От того, ка-
кая из причин является в данном случае превалирую-
щей, будет обусловлено, изменяется ли текстура в ходе
самой деформации (из-за зависимости условий дефор-
мации от температуры) или при охлаждении (из-за бо-
лее интенсивного протекания процессов рекристаллиза-
ции во внутренних слоях проволоки).
Прямое отношение к сказанному имеет вопрос о вли-
янии скорости и температуры деформации на характер
аксиальных текстур. Этот вопрос мало освещен в лите-
ратуре. В общем случае повышение скорости и темпера-
туры деформации усиливает неоднородность и многоком-
понентность текстур. Однако анализ закономерностей и
причин этого затрудняется наложением процессов ре-
кристаллизации, которые успевают в той или иной мере
совершиться в ходе самой деформации и последующего
охлаждения.
Кратко остановимся на других процессах деформа-
ции, вызывающих появление осевых текстур.
ТЕКСТУРЫ РАСТЯЖЕНИЯ, как правило, аналогич-
ны текстурам, образующимся при волочении. Наиболее
отчетливо текстура растяжения формируется при боль-
ших степенях деформации, характерных для шейки об-
разца вблизи места разрыва.
1 Реверсивное волочение вместо прямого уменьшает эту раз-
ницу.
284
ТЕКСТУРЫ СЖАТИЯ (осадки) относятся к группе
аксиальных текстур, однако они существенно отличают-
ся от текстур, формирующихся при волочении. Причины
ггого должны быть ясны из рассмотренных в разделе 3
пой главы общих принципов влияния на текстуру сим-
метрии напряженно-деформированного состояния. Как
отмечалось в разделе 3 этой главы, при действии растя-
гивающих напряжений направление сдвига стремится в
ходе деформации расположиться параллельно деформи-
рующей силе, тогда как при сжатии — перпендикулярно
к ней.
Вследствие этого при осадке г. ц. к. металлов парал-
лельно направлению сжатия преимущественно устанав-
ливается кристаллографическое направление <110>.
Однако текстура не имеет столь отчетливого характе-
ра, как при волочении. Наряду с ориентировкой < 110>
в значительных количествах присутствуют и другие ори-
ентировки. В случае алюминия это ориентировки, лежа-
щие на стереографическом треугольнике между верши-
ной < 110> и стороной <100>— <111>.
При деформации сжатием о.ц. к. металлов — железа,
молибдена и др. — чаще всего образуется двойная акси-
альная текстура < 111 > + < 100 >. В гексагональных
металлах при сжатии ось <0001 > устанавливается или
параллельно оси сжатия, как у магния, или под некото-
рым углом (15—30°) к нему, как у металлов с иным от-
ношением с/а — титана, гафния и др.
ПОЛНЫЕ ТЕКСТУРЫ (ТЕКСТУРЫ ПРОКАТКИ).
Характер и последовательность ориентировок зависят от
того, какими системами скольжения характеризуется
данный тип кристаллической решетки и как эти системы
расположены в исходном состоянии относительно дефор-
мирующих сил.
При данном типе решетки дополнительную роль иг-
рает склонность к поперечному скольжению.
Важную информацию для понимания закономерно-
стей переориентировки решетки при прокатке дают ре-
зультаты, получаемые при прокатке монокристаллов с
различной исходной ориентировкой.
Металлы и сплавы с г. ц. к. решеткой. Как показали
эксперименты на монокристаллах и огромном числе раз-
личных поликристаллических металлов с г. ц. к. решет-
кой, основной компонентой текстуры прокатки в них яв-
ляется {110} <112>. Реже встречается компонента
285
{112} <111> и еще реже слабая кубическая компонен-
та {100} <001 >.
Общая закономерность такова. При затрудненном
поперечном скольжении формируется простая моноком-
понентная текстура {110} < 112>. По мере облегчения
поперечного скольжения появляется и дает все боль-
ший вклад компонента {112} < 111 >. Поэтому в г.ц.к.
металлах и сплавах с низкой энергией дефектов упаков-
ки £д.у, таких как серебро, а-латунь, многие твердые
растворы на основе г. ц. к. металлов, как правило, воз-
никает только текстура {110} <112>, которую часто
называют текстурой латуни или текстурой спла-
вов.
Металлы с более высокой энергией £д.у, такие как
алюминий, никель, медь, дают текстуру {116} < 112> +
+ {112} < 111>. Ее часто именуют текстурой металла
или текстурой меди, хотя высоко чистая медь дает еще
более сложную текстуру.
Термин «текстура сплавов» объясняется следующим.
Как правило, образование твердых растворов замеще-
ния приводит к снижению энергии £д.у и тем сильнее,
чем выше валентность легирующей примеси. Поэтому,
даже если исходный металл дает текстуру меди, твер-
дый раствор заметной концентрации, т. е. сплав на его
основе дает простую текстуру {110} < 112>. Таким об-
разом, с помощью легирования можно воздействовать
на текстуру прокатки г. ц. к. металлов.
Такое толкование хорошо объясняет явление так на-
зываемого «текстурного перехода». Заключается оно в
том, что с повышением температуры деформации и соот-
ветственно с облегчением поперечного скольжения про-
исходит сдвиг текстурных максимумов от положения, со-
ответствующего «текстуре сплава», к положению, соот-
ветствующему «текстуре металла». Такой текстурный
переход обнаружен в ряде сплавов. В сплавах Си+
+2 % Ge и Cu+32%Zn он имеет место при повышении
температуры деформации от —196° С др +20° С, в спла-
ве Си+15%А1 соответственно от —196°С до +270°С,
в сплаве Со+30% Ni от +20° С до +600° С
и т. д.
Только в материале с очень низкой энергией £д.у
(например, в серебре) удается сохранить текстуру ла-
туни до весьма высоких температур прокатки (~0,5 от
Тпл) •
286
С позиций симметрии две эти компоненты могут быть
объяснены, исходя из представления о прокатке как про-
цессе, соединяющем в себе растяжение и сжатие.
Под влиянием растягивающих сил скольжение в
г.ц.к. металлах идет по < 110>. Направлением резуль-
тирующего скольжения для каждой симметрично рас-
положенной тройки осей типа <110>, пересекающих-
ся в одной точке (см. рис. 167), является одно из направ-
лений типа <111>, которое и устанавливается вдоль
направления растяжения. При сжатии определенное кри-
сталлографическое направление скольжения должно рас-
положиться перпендикулярно направлению сжатия, т. е.
перпендикулярно направлению типа < 111>.
Исходя из условия перпендикулярности двух направ-
лений для кубических решеток (Ц1Г/2+и1у2+йУ1^2 = 0,
где соответствует < 111 >), следует, что в
качестве <u2v2w2> могут выступать направления типа
<112> и <110>. Но это означает, что перпендику-
лярно оси сжатия, т. е. параллельно плоскости прокат-
ки, располагаются плоскости {112} и <110>.
Рассуждая аналогично, другим результирующим на-
правлением скольжения, но для каждой пары, а не трой-
ки направлений типа < 110>, может быть одно из на-
правлений < 112>. Для него возможными значениями
<Zu2v2w2> являются направления < 110>, что и при-
водит к ориентировке {110} < 112>.
Кроме этих двух основных ориентировок, после весь-
ма сильной деформации в наружных слоях листов алю-
миния и меди часто обнаруживается слабая кубическая
компонента текстуры {100} <100>. Характерной осо-
бенностью этой компоненты является ее чрезвычайно вы-
сокая стабильность при прокатке г. ц. к. металлов. Если
прокатке подвергать исходно текстурованный металл,
содержащий компоненту {100} {001}, то она обычно со-
храняется до высоких степеней деформации (50% и
больше).
В литературе имеются указания на то, что при опре-
деленных исходных ориентировках {112} < 111 > и др.)
важную роль в изменении текстуры играют процессы
двойникования.
. Металлы и сплавы с о. ц. к. решеткой. Основной наи-
более стабильной ориентировкой прокатанных о. ц. к. ме-
таллов и сплавов является текстура {001} <110>.
В данном случае, как и в случае аксиальных текстур,
287
различные о. ц. к. металлы ведут себя практически оди-
наково.
Характер текстуры, формирующейся при прокатке
различно ориентированных монокристаллов, наиболее
систематично исследован на кремнистом железе (Fe+
+3,5%Si). Оказалось, что ориентировка {100} <001 >
расчленяется при прокатке на {100} <001> + {100}
<011>, кристаллы {110} <001 > деформируются
скольжением и двойникованием по системе {112}
< 111 > и поворотом решетки вокруг {ИО}, что приво-
дит к изменению текстуры на {111} < 112>. Однако
эта ориентировка нестабильна.
При прокатке исходно текстурованного поликристал-
лического кремнистого железа с ориентировкой {110}
<001> заметное изменение ориентировки начинается
с больших степеней деформации (50—70%) и идет в по-
следовательности {110} <001 >->{111} <112>->
->{112} <110>->{100} <011>.
С уменьшением исходной величины зерна начало ука-
занного перехода смещается к меньшим степеням де-
формации.
Однако приведенную последовательность переходов
нельзя понимать так, что в прокатанных о. ц. к. поли-
кристаллах при больших степенях деформации устанав-
ливается стабильная монокомпонентная текстура {100}
<011>. Текстуры эти всегда рассеянны и многокомпо-
ненты. Наиболее типична для о. ц. к. металлов текстура,
найденная впервые для холоднокатаного железа (де-
формация ~98%), а затем и на многих других о. ц. к.
металлах. Это текстура {100} <011 > + {112} <110> +
+ {111} <112>. Кроме этих основных ориентировок,
иногда (Мо и др.) наблюдаются и другие слабые компо-
ненты.
Металлы и сплавы с гексагональной решеткой. Тек-
стура прокатки этих металлов близка к ориентировке
{0001} <1120>, однако заметно отклоняется от этой
идеальной ориентировки, причем закономерно по-разно-
му в зависимости от соотношения осей с/а.
У металлов с отношением с/а= 1,633, близким к от-
ношению для плотных упаковок (магний, кобальт), базис-
ная плоскость практически ’параллельна плоскости лис-
та, но направление < 1120> очень сильно рассеяно
вокруг направления прокатки.
Для металлов, у которых c/a<z 1,633 (бериллий, гаф-
288
ний, цирконий, титан), базисная плоскость наклонена к
плоскости листа и повернута вокруг направления про-
катки (НП) на угол от 15 до 40°. Кроме того, в направ-
лении прокатки часто устанавливается направление при-
зматического скольжения <1010>.
Наконец, для металлов с с/а> 1,633 (цинк, кадмий)
базисная плоскость также наклонена к плоскости листа,
но повернута вокруг направления, поперечного прокат-
ке (ПН).
ТЕКСТУРА ТРУБ. Ограниченные данные по этому
вопросу кратко сводятся к следующему. Если схема де-
формации такова, что практически уменьшается только
толщина стенок d заготовки без изменения диаметра
труб D, то возникающая ориентировка соответствует
текстуре прокатки. Если одновременно примерно в оди-
наковой степени уменьшаются d и D, то возникает тек-
стура волочения. Однако в катаных медных трубах тек-
стура волочения несколько отличается от аксиальной.
Из двух ориентировок <111> + <Ю0> вторая отли-
чалась тем, что вращение вокруг <100> было ограни-
ченным. При Ad/AZ)>2,5 вновь превалирует текстура
прокатки.
Неоднородность текстур по сечению и рассеянию, от-
мечавшаяся для аксиальных текстур, еще в большей ме-
ре присуща текстурам прокатки. Различие напряженно-
го состояния в поверхностных слоях по сравнению с
сердцевинными вследствие действия сил трения приводит
к неоднородному характеру текстуры по высоте прока-
тываемой полосы.
Для многих г. ц. к. металлов текстура на поверхно-
сти однокомпонентная, отвечающая ориентировке {100}
<011>. Кроме того, из-за разных условий нагрева ме-
талла и охлаждения его верхним и нижним валками не-
однородность распределения текстур по сечению часто
бывает несимметричной.
Характерной особенностью прокатанных о. ц. к. и
г. ц. к. металлов является также то, что плоскости, в ко-
торых рассеяние ориентировок проявляется наиболее
четко и максимально, определенным образом, но по-раз-
ному расположены относительно направления прокатки
В металлах и сплавах с о. ц. к. решеткой эти плоско-
сти перпендикулярны к (НП) (рис. 169), а с г. ц. к. ре-
шеткой симметрично наклонены к (НП) под углом
19—790 289
*
нп
{200}
Рис. 169. Расположение относитель.
но направления прокатки (НП)
плоскостей, дающих максимальное
рассеяние ориентировок при прокат-
ке в о. ц. к. металлах
~30—40° (см. рис. 162). Следы этих плоскостей пока-
заны на рисунках штрих-пунктирными линиями. На этих
рисунках видна еще одна характерная особенность рас-
сеяния в этих плоскостях. На них, как правило, всегда
обнаруживаются три максимума распределения плотно-
сти полюсов, они обозначены буквами А, В, С.
Эти максимумы начинают проявляться при значитель-
ных деформациях (50—60%) и дальше с увеличением
степени деформации рас-
стояние между максимума-
ми уменьшается, но шири-
на каждого из них почти нс
меняется.
В целом же рассеяние
текстур прокатки с увеличе-
нием степени деформации
уменьшается, но начиная с
е «90 % остается неизмен-
ной.
Кроме неоднородности
текстур по сечению, прг
прокатке узких полос можеч
проявляться заметная неод-
нородная поперечная де-
формация, т. е. неравномер-
ное течение металла по ши-
рине полосы. В местах ин-
тенсивного уширения на-
правление максимальной деформации уже не будет тем
же, что в средней части полосы, — это повлечет за собой
изменение типа текстуры.
Особый характер имеет текстурообразование в слу-
чае, когда прокатку ведут с изменением направления
прокатки на 90° — так называемая перекрестная прокат-
ка или на 180°—реверсивная прокатка.
При перекрестной прокатке карбонильного железа г
вообще о. ц. к. металлов обнаружено существенное умень
шение рассеяния текстуры. В г. ц. к. металлах, в част-
ности меди, текстура после перекрестной прокатки пред<
ставляла собой наложение двух обычных текстур про-
катки, повернутых одна относительно другой на 90°. Кро-
ме того, возникают и некоторые другие ориентировки,
что в сумме заметно уменьшает анизотропию механиче-
ских свойств.
290
Реверсивность прокатки должна наиболее сильно
сказываться на металлах с низкой симметрией. Однако
фактических данных очень мало. У меди при реверсив-
ной прокатке увеличивается рассеяние текстуры.
Вопрос о текстурообразовании при горячей дефор-
мации, сопровождающейся рекристаллизацией, рассмат-
ривается в разделе о текстурах рекристаллизации.
ВЛИЯНИЕ НА ТЕКСТУРООБРАЗОВАНИЕ ЛЕГИ-
РОВАНИЯ И ГЕТЕРОФАЗНОСТИ СПЛАВОВ. Тексту-
рообразование в однофазных сплавах определяется рядом
факторов, из которых важнейшими (кроме условий де-
формации) являются тип кристаллической решетки, оп-
ределяющий число и характер систем скольжения, а так-
же энергия дефектов упаковки, характеризующая склон-
ность к поперечному скольжению. Характер влияния
этих факторов должен быть ясен из изложенного выше.
Сложнее обстоит дело в случае гетерофазных спла-
вов.
Особенности текстурообразования в гетерофазных
сплавах представляют двоякий интерес. С одной сторо-
ны, такие сплавы чрезвычайно распространены и игра-
ют важную роль в технике. С другой стороны, частицы
других фаз могут специально вводиться для управления
текстурой, причем не только и даже, пожалуй, не столь-
ко текстурой деформации, как текстурой рекристалли-
зации (см. гл. XI). Закономерности эти в основном оди-
наковы для разных схем деформации и поэтому рассмат-
риваются в заключение этого раздела.
Эффект влияния гетерофазности зависит от природы
частиц второй фазы, их размеров, формы и количества.
В случае, когда обе фазы достаточно пластичны, в
каждой из них возникает та текстура, которая свойст-
венна данной фазе при данной схеме деформации и в
однофазном состоянии. Это показано на двухфазных
сплавах: Ag+Cu (28%), Cd+Zn (17%), а+р-латуни.
5. АНИЗОТРОПИЯ ОСНОВНЫХ СВОЙСТВ
I ГКСТУРОВАННЫХ МАТЕРИАЛОВ
Практическое значение текстур связано с вызываемой ими анизо-
Ч’опией свойств, которая может быть значительной не только в ма-
ггрпалах с кристаллическими решетками более низких симметрий,
чем кубическая, но и в кубических материалах.
Наиболее текстурно чувствительными являются механические
< попства, прежде всего упругие постоянные, а также магнитные
свойства ферромагнетиков. Кроме того, для материалов с некуби-
ческой решеткой — коэффициент термического расширения, электро-
и теплопроводность и некоторые другие свойства.
Интерес к этому вопросу со стороны специалистов в области
обработки металлов давлением вызван, с одной стороны, тем, что во
многих случаях важно знать, как можно изменить свойства и какие
из них с помощью пластической деформации. Но есть и другой, в
ряде случаев еще более важный аспект — как влияет текстура на
сам процесс пластической деформации. Такое влияние оказывают
прежде всего механические свойства и коэффициент термического
расширения.
Предельное значение возможной анизотропии свойств в данном
материале, вызванное кристаллографической текстурой, получают
Рис. 170. Ориентационная зависимость моду-
ля упругости Е металлов и сплавов с г. ц. к.
решеткой (Си и Fe+48 % Ni) после рекристал-
лизации (/) и холодной прокатки (2)
Е,ГПа
О 30 60 90
град
Рис. 171. Ориентационная за-
висимость модуля упругости
Е металлов с о. ц. к. решет-
кой (Мо и Fe) после холод-
ной прокатки (2) и рекри-
сталлизации (/)
из данных об анизотропии свойств монокристаллов того же мате-
риала. Однако сопоставление этих данных с экспериментально най-
денной анизотропией свойств текстурованных поликристаллов часто
дает существенно расходящиеся результаты. Вызвано это рядом
причин, среди которых основными являются две: часто встречающее-
ся наложение на кристаллографическую текстуру механической тек-
стуры (вытянутая форма зерен и поэтому разное расстояние между
границами вдоль и поперек зерна) и строчечность в расположении
частиц дисперсных фаз.
Что касается теоретического расчета анизотропии свойств, то
для реальных материалов он дополнительно затрудняется много-
компонентностью текстур и их рассеянием.
Поэтому ниже наряду с данными об анизотропии свойств моно-
кристаллов будут кратко приведены экспериментальные данные
о свойствах текстурированных поликристаллов.
АНИЗОТРОПИЯ МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ. Наиболее
тесная корреляция с текстурой материала имеется у тех свойств,
которые можно выразить тензорами четвертого ранга. Из механи-
ческих свойств к ним относятся упругие характеристики. Как пра-
вило, характеристики, связанные с пластическим течением, только
качественно коррелируют с текстурой. Однако для упругих свойств
однозначные общие закономерности установить трудно. В ряде
292
случаев в веществах с однотипной решеткой и текстурой анизотро-
пия проявляется по-разному.
На рис. 170 и 171 показана ориентационная зависимость моду-
ля упругости Е листов меди, сплава Fe+Ni (48%) с г. ц. к. решет-
ками, а также Fe и Мо с о. ц. к. решетками после холодной прокат-
ки и после рекристаллизации. Во всех случаях экстремальные зна-
чения приходятся на угол ф=45° к направлению прокатки, однако,
характер экстремума различен.
В материалах с г. ц. к. решеткой, прокатанных в холодном со-
стоянии под углом 45р к (НП), значение Е минимально, а после
числа гибов до разрушения п для патентированных и
холоднокатаных листов стали
рекристаллизации, когда формируется кубическая текстура, макси-
мально. Иначе ведут себя о. ц. к. металлы. В железе 45° соответст-
вует минимум Е в холоднокатаном и рекристаллизованном состоя-
ниях, тогда как в листах молибдена значение Е в этом направлении
наибольшее.
Следует учитывать, что, кроме текстуры, на значение Е влияет
и наличие дислокаций. Последние снижают величину Е. Поэтому
часто при малых степенях деформации Е уменьшается вследствие
увеличения плотности дислокаций, а далее по мере усиления роли
текстуры Е начинает расти.
Анизотропия модуля упругости нашла практическое примене-
ние в пружинах, максимальная энергия которых равна
где V — объем пружины; 6Е — предел упругости; Е — модуль нор-
мальной упругости.
Атах достигается в материалах с высоким стк, т. е. с высоким Е.
На рис. 172 в качестве примера показана анизотропия значений
сгв, Е и CgfE, а также числа гибов п до разрушения для патенти-
рованных и холоднокатаных листов стали. Видно., что направления
НП и ПП (угол 0 и 90° соответственно) характерны максимальным
значениям упругих характеристик, тогда как п максимально под
углом 30° к НП, а минимально в направлении ПП.
19а—790
293
Эта закономерность хорошо объясняется кристаллографически.
Направление <112> близко к направлению < 111 >, вдоль кото-
рого Е максимально. Направление <100>, вдоль которого Е ми-
нимально в текстурах г. ц. к. металлов (А1, Си), располагается под
углом, близким к 45° к <111 > и < 112>.
Рекристаллизация г. ц. к. металлов, приводящая к образованию
кубической текстуры, должна изменить характер указанной выше
анизотропии.
В прокатанных листовых материала с о. ц. к. решеткой анизо-
тропия пв и сгт, а также 6 выражена не очень резко. Но закономер-
ность сводится к тому, что прочность ((Ув и (Ут) максимальна в на-
правлении ПН, а удлинение в НП.
Особо важное значение имеет влияние текстуры на способность
листовых материалов к деформации глубокой вытяжкой без разру-
шения. При наличии текстуры
возможно образование фестонов
(рис. 173), удаление которых реза-
нием приводит к потерям метал-
ла, разнотолщинности и удоро-
жанию изделий.
Рис. 173. Фестонистость, возникающая
при глубокой вытяжке листовой меди с
кубической текстурой, вследствие ани-
зотропии пластичности:
а — без текстуры; б — с текстурой
Рис. 174. Зависимость ов и числа
гибов п в плоскости листа цинка
(г. п. у. решетка) от угла к направ-
лению прокатки ф
Фестонистость характеризуется высотой фестона или глубиной
впадины между фестонами В ММ ИЛИ в (//max — Ят in)///min-100%,
а также числом фестонов по окружности и их взаиморасположением.
Так, в листах меди и других г. ц. к. металлов при наличии кубиче-
ской текстуры фестонистость проявляется особенно резко. При этом
число фестонов равно четырем, они располагаются под углами
0 и 90 к НП.
Кроме того, для листовой меди существует линейная связь меж-
Ху высотой фестонов и долей кристаллов с кубической компонентой.
Поэтому отсутствие кубической текстуры — одно из важнейших ус-
ловий борьбы с фестонистостью.
Пониженная способность к вытяжке листов, в которых парал-
лельно плоскости листа ориентирована плоскость куба {100} уста-
новлена и для стали. Значительно более пластичным является лист
с текстурой {111}.
При текстуре прокатки, характерной для меди и алюминия
{1Г0}< 112> + {112} <111 >, четыре фестона располагаются под
углом 45° к НП.
2 94
На степень и характер фестонистости влияют много факторов.
С текстурой связано известное явление прёсс-эффекта, заклю-
чающееся в том, что при определенных условиях прессования алю-
миниевых сплавов их прочностные свойства в направлении прессова-
ния оказываются значительно более высокими, чем в направлении
течения металла при иных схемах деформаций, например при про-
катке.
Гексагональные монокристаллы, обладающие более низкой сим-
метрией, чем кубические, характеризуются соответственно более
сильной анизотропией свойств. Сказанное справедливо и в отноше-
нии текстурированных поликристаллов с гексагональной решеткой.
Однако в данном случае почти нет единых закономерностей. Для
металлов и сплавов с разным соотношением с/а эти отношения раз-
личны.
Наиболее изучены цинк и его сплавы, слабее магний, бериллий
и титан.
Как правило, предел нормальной упругости Е максимален в
плоскости базиса и минимален в направлении шестого порядка. По-
этому в зависимости от того, как при деформации будет ориентиро-
вана плоскость базиса, будет зависеть и направление образца, в ко-
тором Е максимально-. В плоскости же прокатки Е максимально в
направлении НП и меньше в ПП. Прочность выше в 7727, а плас-
тичность (число гибов до разрушения) в НП (рис. 174).
Связано это с тем, что прочность максимальна в образцах, у
которых базисная плоскость лежит в долевом направлении, т. е.
у которых угол между гексагональной осью и продольным направ-
лением образца близок к 90°.
В связи с тем что базисная плоскость в листах цинка поверну-
та вокруг направления ПН, образцы, вырезанные поперек направ-
. ления прокатки, более прочны, чем вырезанные вдоль направления
прокатки. Такая же закономерность (прочность ПП больше, чем в
НП) установлена для магния и его- сплавов. В целом же магний
более анизотропен, чем цинк. Можно было ожидать, что в металлах,
с с/а<. 1,633 зависимость будет обратной. Однако прямых подтверж-
дений этого пока нет. Для прокатанного титана анизотропия проч-
ности и удлинения в плоскости базиса не установлена.
Для многих гексагональных металлов и сплавов отчетливо про-
является анизотропия пластичности (деформируемости).
Так, бериллиевая проволока наиболее пластична, когда гекса-
гональная ось расположена перпендикулярно оси проволоки, а бе-
риллиевый лист — когда базисные плоскости расположены парал-
лельно плоскости листа.
Для ряда металлов гексагональной симметрии обнаружен ин-
тересный эффект упрочнения текстурированием, под которым пони-
мают упрочнение за счет создания такой текстуры, которая трудно
деформируется. Наиболее четко этот эффект должен проявиться на
металлах с с/ж 1,633’ (Mg, Ti, Zr), для которых идеальной тексту-
рой прокатки является {0001}< 1010>. При растяжении полосы с
такой текстурой все сдвиги располагаются в плоскости полосы (плос-
кости базиса), в которой будут действовать три направления сколь-
жения, соответствующие призматическому {1010} и гексагональному
{1011} скольжению.
Но стойкость против утонения, оцениваемая параметром R
(/? = 8ш/8т, где 8Ш и 8т — соответственно деформация по ширине и
толщине), .характеризует степень упрочнения материала. В пол-
%
19а*
295
ностью изотропном поликристалле /?=1. В полностью идеальной гек-
сагональной текстуре с ориентировкой {0001} < 1011 >7? = оо.
В реальных случаях вследствие отклонения ориентировки от идеаль-
ной 1<7?<оо. Обычно встречающиеся значения для гексагональ-
ных металлов составляют 3—7, при этом R слабо зависит от на-
правления в плоскости базиса.
При деформации по схеме двухосного растяжения (его можно
рассматривать как результирующую гидростатического растяжения
и одноосного сжатия) пластическое течение начнется только тогда,
когда растягивающее напряжение превысит сжимающее, перпенди-
кулярное поверхности листа.
Для сильно текстурованных гексагональных материалов отсут-
ствие подходяще ориентированной системы скольжения для утоне-
ния и приводит к высокому пределу текучести при сжатии, а зна-
чит к заметному упрочнению при двухосном растяжении.
Практическое использование подобного упрочнения текстурова-
нием может представлять интерес при производстве баллонов из
листов для поверхностей, которые должны быть стойкими против
удара. Перспективными в этом плане являются сплавы на основе
титана, бериллия и др.
Для специалистов в области обработки металлов давлением
важны сведения о том, как сказывается текстура на поведении ме-
талла при пластической деформации, в том числе на таких парамет-
рах, как уширение, форма заготовки, давление металла на валки
и др. Данные, имеющиеся в литературе по этому вопросу, весьма
ограниченны, но свидетельствуют, несомненно, о наличии такого
влияния.
"Изучалось поведение железа и сплава Fe-f-Si (2,16%) с акси-
альной текстурой <100>, а также искусственно созданных с по-
мощью аргоно-дуговой сварки квази-бикристаллов, состоящих из вы-
резанных под разными углами полосок листа электротехнической
стали ЭИЗЗО с совершенной ребровой текстурой {110}<001 >.
Анализ анизотропии пластического течения в кристаллитах
<100>* для случая, когда основной системой скольжения является
{110}< 111 >, приводит к выводу о том, что наиболее благоприят-
ным направлением деформации является ребро куба <100>, наи-
менее благоприятным <110>. Остальные направления занимают
промежуточные положения. Экспериментальные данные хорошо объ-
ясняются, исходя из этих представлений.
При горячей прокатке различно ориентированных образцов с
аксиальной текстурой <100> показано, что наибольшее уширение
имеет место у образцов, в которых ось <100> расположена по-
перек прокатки (по ширине образцов). Образцы, в ,которых ось
<100> была ориентирована вдоль образцов, уширялись меньше
(47 и 36% соответственно). С увеличением обжатия разница в уши-
рении уменьшается.
Холодная прокатка образцов с исходной плоской текстурой ку-
ба (плоскость {100} параллельна поверхности образца, а направле-
ние <001 > повернуто на разные углы а относительно направления
прокатки) показала, что полоса, изгибается в плоскости прокатки,
но по-разному в зависимости от угла а. При а=0 изгиб отсутство-
вал, при а= 30° изгиб был наибольшим (ось образца по выходе из
валков отклонялась относительно исходного направления на 25°).
Причина изгиба в том, что при а=^=0 направление.течения ме-
тала в очаге деформации не совпадает с осью прокатки.
296
Если же направление <100> наклонено к плоскости прокатки,
то и полоса будет изгибаться в вертикальной плоскости (плоскость
изгиба не будет совпадать с плоскостью прокатки).
Различная ориентировка систем скольжения относительно1 дей-
ствующих напряжений вызывает и различие в сопротивлении дефор-
мации, т. е. в давлении металла на валки.
Поэтому при прокатке образцов {110} <00i> вдоль ребра ку-
ба требуются минимальные усилия для деформации.
Прокатка сварных квази-бикристаллов, в одной части которых
системы скольжения ориентированы иначе, чем в другой, приводит
к тому, что векторы главных деформаций в этих частях оказывают-
ся непараллельными, кроме того, различными окажутся и упругие
Рис. 175. Характерные отклонения формы прокатанных полос от плоской, воз-
никающие вследствие различия текстур в разных макрообъемах у исходных
заготовок:
1—4 _ вид сбоку; Г—4' — вид сверху
деформации валков. Это вызывает искажения в ориентировке и
форме полосы, выходящей из валков в виде разнотолщинности по
ширине, продольного и горизонтального изгиба, коробоватости, вол-
нистости и закручивания. Конкретный характер макроискажений
определяется взаимным расположением преимущественных систем
скольжения и соответственно векторов главных деформаций в обе-
их частях бикристалла.
Некоторые характерные случаи отклонения формы полос от
плоской в образцах, состоящих из макроучастков с разными тексту-
рами, показаны на рис. 175.
АНИЗОТРОПИЯ ТЕРМИЧЕСКОГО РАСШИРЕНИЯ. Этот
случай анизотропии может привести к существенным изменениям в
структуре, а значит и в свойствах, если тело подвергается термоцик-
лированию. Такая обработка с небольшим числом циклов может
-встретиться в процессе пластической деформации.
Коэффициент а термического расширения (,КТР) существенно
анизотропен для некубических кристаллов. В гексагональных кри-
сталлах эта анизотропия тем сильнее, чем больше с]а отличается от
1,633. КТР соответственно при параллельном и перпендикулярном
расположении к оси С равен: для Mg (с/а= 1,624) 25-10~6 и 25,4Х
297
ХЮ"6, для Zn (с/а= 1,856) 63,9-10~6 и 14,1 -10~6, для Sn
= 1,546) 30,5-10-6 и 15,5-10"6°C"1.
При нагреве поликристаллов с некубической решеткой в них воз-
никают значительные внутренние локальные напряжения. Они тем
больше, чем больше анизотропия КТР. Они вызываются тем, что
изменению размеров отдельных кристаллитов в соответствии с их
КТР препятствуют соседние, иначе ориентированные зерна. Эти на-
пряжения могут вызвать пластическую деформацию в отдельных
кристаллитах, повышение плотности дислокаций и точечных дефек-
тов, а при определенных условиях привести к трещинообразованию.
Особенностью рассмотренных эффектов в текстурированных ма-
териалах является то, что термоциклирование может вызвать ани-
зотропное изменение макроскопических размеров образца.
РЕКОМЕНДАТЕЛЬНЫЙ БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК
Вассерман Г., Гревен И. Текстуры металлических материалов.
М., «Металлургия», 1969. 654 с.'с йл.
Кудрявцев И. П. Текстуры, в металлах и сплавах. М., «Метал-
лургия», 1965. 292 с. с ил.
Смирнов В. С., Дурнев В. Д. Текстурообразование металлов при
прокатке. М., «Металлургия», 300 с. с ил.
Хоникомб Р. Пластическая деформация металлов. М., «Мир»,
1972. 408 с. с ил.
ГЛАВА VII
ОСНОВНЫЕ ОСОБЕННОСТИ И ДВИЖУЩАЯ СИЛА
ПРОЦЕССОВ РАЗУПРОЧНЕНИЯ (ВОЗВРАТА,
ПОЛИГОНИЗАЦИИ И РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИИ)
ДЕФОРМИРОВАННЫХ МЕТАЛЛОВ И СПЛАВОВ
Свободная энергия деформированного (наклепанного)
металла больше, чем отожженного, за счет энергии иска-
жений, связанной с дислокациями и точечными дефекта-
ми, введенными при деформации. Поэтому наклепанный
материал находится в термодинамически неустойчивом
состоянии при всех температурах и переход его в более
стабильное состояние с меньшей свободной энергией не
связан строго с какой-либо определенной температурой.
В этом принципиальное отличие такого перехода от фа-
зовых превращений.
Вместе с тем деформированное состояние все же яв-
ляется довольно устойчивым («замороженным») при
пониженных температурах. Это объясняется тем, что пе-
реход в ненаклепанное состояние требует определенной
термической активации (энергии активации Q) для пре-
одоления потенциальных энергетических барьеров.
298
I
Время т начала таких термически активируемых про-
цессов сокращается с повышением температуры Т по
экспоненциальному закону: т=то exp (Q/RT).
Как отмечалось в гл. III и IV, типы и характер рас-
пределения дефектов кристаллической структуры, вно-
симых деформацией весьма разнообразны. Устранение
этих дефектов при нагреве происходит путем различных
элементарных процессов, совершающихся с разной энер-
гией активации и поэтому в разных температурных ин-
тервалах и с разной скоростью. В этом заключается при-
чина различия процессов перехода наклепанного состо-
яния в ненаклепанное от процессов фазовых переходов.
Значение Q процессов разупрочнения колеблются в
зависимости от того, с протеканием каких элементарных
процессов это связано: от значений энергии активации
диффузии вакансий до энергии активации процессов гра-
ничной и объемной диффузии.
Наложение нескольких элементарных процессов при-
' водит, как правило, к увеличению значения Q, являю-
щейся в этом случае «эффективной», а не истинной энер-
гией активации процесса.
К элементарным процессам, протекающим при на-
греве деформированного металла и ведущим к уменьше-
нию его энергии, относятся (в порядке последователь-
ности их протекания при нагреве):
1) диффузия точечных дефектов и их сток (с исчез-
новением) в дислокации и границы, сопровождающаяся
аннигиляцией части вакансий с межузельными атомами,
а также образованием комплексов из точечных дефек-
тов; 2) перераспределение и аннигиляция части дислока-
ций противоположных знаков и сужение дислокацион-
ных петель; 3) перераспределение дислокаций перепол-
занием, приводящее в сочетании с процессами
скольжения дислокаций в одних случаях к «сплющива-
нию», а в других, наоборот, к «рассыпанию» дислокаци-
онных сеток и субграниц; 4) формирование малоугловых
границ, связанное с перераспределением дислокаций
простым и поперечным скольжением и переползанием.
5) миграция малоугловых и мёжзеренных большеугло-
вых границ в деформированную матрицу с попутным
поглощением («выметанием») дефектов; 6) миграция
межзеренных границ между рекристаллизованными зер-
нами и укрупнение последних.
Необходимо вместе с тем отметить известную услов-
299
ность этой схемы и недостаточную изученность конкрет-
ного атомного механизма ряда перечисленных элемен-
тарных процессов и особенно процесса формирования
малоугловых границ.
В зависимости от степени и условий деформации,
температуры, скорости и продолжительности нагрева,
природы и чистоты металла и других факторов перечи-
сленные элементарные процессы могут совершаться по-
следовательно или накладываясь один на другой. Как
следствие этого, устранение следов наклепа в структуре
и в свойствах металла (сплава) может протекать разны-
ми путями и с разной полнотой.
В порядке повышения энергии активации процессов,
а следовательно, температуры их реализации различают
следующие основные стадии структурных изменений при
нагреве после наклепа1:
1) возврат; 2) полигонизация; 3) рекристаллизация
включающая: а) первичную рекристаллизацию, которую
часто неудачно именуют рекристаллизацией обработки;
б) собирательную рекристаллизацию или «равномерный
рост зерен»; в) вторичную рекристаллизацию или «не-
равномерный рост зерен», в литературе часто именуемый
«аномальным».
1. МЕХАНИЗМ И ТЕМПЕРАТУРНЫЙ УРОВЕНЬ
ПРОЦЕССОВ ВОЗВРАТА И ПОЛИГОНИЗАЦИИ
ВОЗВРАТ. В общей форме под возвратом следует пони\-
мать процесс повышения структурного совершенства на-
клепанного металла путем перераспределения и умень-
шения концентрации точечных дефектов, а также пере-
распределения дислокаций консервативным скольжением
без образования новых границ. Стадия возврата не свя-
зана, таким образом, с видимым изменением микрострук-
туры металла.
Детальный перечень элементарных процессов, кото-
рые совершаются на стадии возврата, не является одно-
значным и общепринятым. Связано это с тем, что прямое
выявление точечных дефектов — основного типа дефек-
тов, устраняющихся при возврате, в настоящее время
практически еще не возможно, а косвенный анализ (по
изменению свойств), как правило, неоднозначен.
1 Эта классификация предложена С. С. Гореликом и несколько
отличается от предложенной им ранее.
300
Частичный выход найден в том, что с помощью облу-
чения нейтронами или закалки с высоких температур в
материал вводят только точечные дефекты1. Анализируя
затем, как изменяются при нагреве физические свойства
таких облученных либо закаленных материалов, устана-
вливают температурные интервалы, кинетику и энергию
активации процессов ухода таких точечных дефектов, а
затем переносят эти данные и на деформированные мате-
риалы.
При изучении возврата в предварительно деформиро-
ванных материалах полезную информацию о протекании
того или иного из элементарных процессов можно полу-
чить параллельным изучением изменения электросопро-
тивления, теплосодержания (с помощью калориметриче-
ских измерений), плотности, твердости, пределов упруго-
сти и текучести, внутреннего трения, формы рентгеновских
интерференционных максимумов.
При сопоставлении результатов, полученных разными
методами, необходимо учитывать, как влияют дефекты
того или иного типа на данное свойство. Например, на
величину электросопротивления сильнее влияет концен-
трация точечных дефектов, на механические свойства и
форму рентгеновских линий — плотность и характер рас-
пределения дислокаций, на предел текучести и внутрен-
нее трение — характер закрепленйя дислокаций точечны-
ми дефектами, на плотность — концентрация вакансий
и т.д.
С использованием указанных методов удалось пока-
зать, что некоторые элементарные процессы возврата
требуют очень малой энергии активации и совершаются
при весьма низких температурах, составляющих сотые
доли абсолютной температуры плавления (ТПл). Поэто-
му изучение механизма и скорости возврата следует
проводить на образцах, деформированных при возможно
более низких температурах и затем постепенно нагрева-
емых. ,
В противном случае та часть запасенной энергии
наклепа, которая успеет выделиться в процессе самой
деформации или до начала измерений после деформаций,
останется незамеченной.
1 Метод закалки менее надежен в этом смысле, так как при за-
калке не только фиксируются. термические вакансии, но возникают
и дислокации за счет больших термических напряжений.
301
Таблица 12
Элементарные процессы восстановления электросопротивления
в меди и золоте
Процесс Стадия восста- новления свойства Температурный интервал, К, доля от Тпл Энергия активации процесса, эВ Предполагае- мая сущность элементарных процессов
Возврат I 30—40 (0,03—0,4) 0,1 Р. п.
» II 90—200 (0,1—0,15) 0,2—0,5 М.М.
» III 210—320 (0,16—0,20) 0,7 М.В.
Полигониза- ция IV 400 (0,27—0,35) 1,2 м. п.
Первичная ре- кристаллиза- ция V ~500 (0,35—0,40) 2,1 п. т.
Примечание. Р.П. — рекомбинация пар межузельный атом — вакан-
сия; М.М. — миграция межузельных атомов, миграция групп вакансий (бива-
кацсий и др.); М.В. — миграция вакансий к ловушкам, миграция бивакансий;
М.П. — миграция вакансий к дислокациям, способствующая их перераспреде-
лению с образованием малоугловых границ и частичной аннигиляцией; П.Т. —
переползание и термически активированное скольжение дислокаций, вызыва-
ющее их частичную аннигиляцию и образование большеугловых подвижных
границ.
Обобщение результатов ряда исследований, выпол-
ненных на облученных, закаленных и деформированных
меди и золоте, сделано Ван-Бюреном и составило основу
предложенной им классификации стадий возврата,
полигонизации и рекристаллизации приведенной (с не-
большими изменениями) в табл. 12.
Хотя эта классификация не является исчерпывающей
и справедливой для других металлов и сплавов, она не
потеряла своего значения и в настоящее время.
В более поздних работах показано, что на число ста-
дий возврата существенное влияние оказывают примеси,
энергия дефектов упаковки, условия деформации. Пока-
зано, что число стадий возврата может изменяться от
двух до шести.
Первые три стадии возврата, несомненно, связаны с
движением и уменьшением концентрации точечных де-
фектов. Но более точно и однозначно связать каждую
стадию с точечными дефектами определенного типа (ва-
кансии, межузельные атомы, дивакансии, комплексы
302
вакансия — примесь и вакансия — межузельный атом и
т. д.) еще представляется затруднительным.
С возвратом, вызванным уменьшением концентрации
точечных дефектов, связана- основная доля восстановле-
ния электросопротивления1. В деформированных метал-
лах доля восстановления электросопротивления на ста-
дии отдыха (за счет точечных дефектов) составляет при-
мерно 20—30%.
Данные о влиянии уменьшения концентрации точеч-
ных дефектов на механические свойства противоречивы
и неоднозначны. На золоте и алюминии обнаружено по-
вышение предела текучести на стадии возврата, которое
объясняют образованием вакансионных скоплений, пре-
пятствующих движению дислокаций. Но остается неяс-
ным, сохраняется ли при этом неизменной сама дислока-
ционная структура, оказывающая решающее влияние на
механические свойства.
Имеются, однако, специфические условия деформа-
ции, когда на стадии возврата может быть достигнуто
полное восстановление свойств отожженного металла.
Этот случай возможен, если деформация ограничивалась
стадией легкого скольжения (в одной системе). Наи-
более характерной в этом смысле является деформация
гексагональных кристаллов, благоприятно ориентиро-
ванных для базисного скольжения.
Если же в скольжении участвовало несколько систем,
то восстановление свойств на стадии возврата может
быть лишь частичным.
Особенностью кинетики возврата является то, что
процесс не имеет инкубационного периода. Скорость его
максимальна в начальный момент (т=0) и далее убыва-
ет по экспоненциальному закону.
Если обозначить через X восстановленную на стадии
возврата долю изучаемого свойства, Т и т — абсолютную
температуру и длительность нагрева, то
X = 1 — ехр
— k' т ехр (-—
\ RT
(152)
где Q — энергия активации; R — газовая постоянная;
// — коэффициент.
1 Частичное восстановление свойств без видимых изменений в
микроструктуре и является основанием для названия рассматривае-
мой стадии термином «возврат».
303
В случае изотермического процесса
X = 1 —ехр(— k' х) (153)
dX/dx = k'7т,
т. e. скорость изменения доли свойства, восстановленного
на стадии возврата, обратно пропорциональна времени
нагрева и максимальна в начале процесса.
ПОЛИГОНИЗАЦИЯ — самый низкотемпературный
из процессов, заметно изменяющий под влиянием нагре-
ва структуру деформированного материала.
Под полигонизацией понимают процесс формирова-
ния и укрупнения субзерен при нагреве наклепанных ме-
таллов и сплавов. Формирование субзерен реализуется
перераспределением одиночных дислокаций и (или)
«сплющиванием» трехмерных дислокационных скопле-
ний скольжением и переползанием дислокаций с образо-
ванием малоугловых дислокационных субграниц. Укру-
пнение субзерен реализуется их коалесценцией или миг-
рацией субграниц.
Впервые явление полигонизации наблюдали С. Т. Ко-
нобеевский и И. И. Мирер1 на кристаллах каменной соли.
Радиально вытянутые рефлексы на рентгенограмме (ла-
уэграмме) изогнутого кристалла в результате отжига
расщеплялись на отдельные дискретные мелкие рефлек-
сы. Этот эффект означает, что при отжиге пластически
изогнутый кристалл разбивается на серию структурно
совершенных блоков, дискретно повернутых друг отно-
сительно друга на малые углы. Общая разориентировка
кристалла при этом сохраняется. В этом случае каждый
мелкий рефлекс представляет собой след интерференци-
онного луча, «отраженного» от отдельного блока.
Позднее аналогичные эффекты были получены мно-
гими авторами на различных монокристаллах и крупно-
зернистых поликристаллах, а атомный механизм явле-
ния объяснен на основе современных дислокационных
представлений.
Дислокационный механизм полигонизации наиболее
наглядно объясняется на простейшем примере монокри-
сталла, деформированного изгибом (т. е. легким сколь-
1 Термин «полигонизация» был предложен не ими, а позднее
Орованом.
304
жением, соответствующим первой стадии упрочнения) и
содержащего избыточное число краевых дислокаций од-
ного знака (рис. 176).
При отжиге дислокации под влиянием дальнодейст-
вующих упругих полей перегруппировываются. Дисло-
кации разных знаков аннигилируют, а избыточные дис-
локации одного знака выстраиваются в энергетически
более выгодные дислокационные стенки, перпендику-
лярные плоскостям, в которых дислокации располага-
лись до отжига (рис. 176,6). В результате такого про-
Рис. 176. Схема распределения дислокаций в деформиро-
ванном изгибом кристалле:
а — до полигонизации; б — после завершения полигониза-
ции
цесса, который включает в себя скольжение и перепол-
зание дислокаций, образуются новые, отсутствовавшие
до нагрева плоские границы наклона, перпендикулярные
плоскостям скольжения.
Такие границы не обладают дальнодействующими
полями напряжений, характеризуются малой кривизной
и потому малой подвижностью.
Области кристалла, отделенные этими малоугловыми
границами и свободные от дислокаций, представляют
собой как бы кристаллические блоки или полигоны (от-
сюда и термин полигонизация).
Такие дислокационные стенки хорошо выявляются
металлографически в виде рядов ямок травления, рас-
положенных перпендикулярно плоскостям скольжения.
Каждая ямка травления расположена в месте выхода
дислокации на поверхность шлифа. Пример такой дис-
локационной стенки, образовавшейся при полигонизации,
показан на рис. 177.
Итак, важной особенностью рассмотренного ранее
простейшего механизма полигонизации является то, что
границы полигонов в этом случае создаются заново в
305
процессе самой полигонизации. В деформированном со-
стоянии этих границ или их контуров не было.
Позднее понятие полигонизации значительно расши-
рилось. Под полигонизацией стали понимать сложные
процессы перераспределения и взаимодействия дисло-
каций, приводящие к образованию субзерен в моно- и
поликристаллах, деформированных множественным
скольжением, малоугловые субзеренные границы кото-
Рис. 177. Дислокационные малоугловые границы (стенки), образовавшиеся при
полигонизации монокристалла Fe+3,5 % Si и выявленные с помощью ямок
травления:
а —до полигонизации (стрелки указывают направление скольжения); б — после
полигонизации
рых включают краевые и винтовые дислокации и харак-
териз'уются значительной кривизной.
В случае нагрева материала, в котором при дефор-
мации сформировалась дислокационная ячеистая струк-
тура (случай наиболее частый), полигонизация заклю-
чается в сплющивании объемных дислокационных спле-
тений (стенок ячеек) и превращении этих сплетений в
плоские субграницы. При этом ячейки превращаются в
субзерна (рис. 178).
Этот более сложный случай полигонизации отлича-
ется от простейшего, рассмотренного ранее, рядом важ-
ных особенностей.
В отличие от перераспределения дислокаций в изог-
нутом кристалле сложная полигонизация включает в
себя не только консервативное скольжение и переполза-
ние, но и поперечное скольжение винтовых дислокаций.
Далее при полигонизации после деформации множе-
ственным скольжением образующиеся границы полиго-
Ж
нов были оконтурены уже в деформированном состоянии
стенками дислокационных ячеек. Субграницы, образо-
вавшиеся при сплющивании стенок ячеек, характерны
значительно большей кривизной и подвижностью, чем
дислокационные стенки, образовавшиеся заново при по-
лигонизации после слабой деформации.
Рис. 178. Изменение характера дислокационной ячеистой струк-
туры холоднокатаного алюминия (а) после полигонизационного
нагрева (б). Деформация на 70 % при —50 °C, нагрев при 270 °C
в селитре. X 120.0
Последнее важное отличие заключается наконец в
том, что структура лолигонов и их границ при наличии
ячеистой структуры практически не зависит от темпера-
туры. Повышение температуры лишь ускоряет процесс,
но вклад разных механизмов перераспределения дисло-
каций и пути перераспределения дислокаций с измене-
нием температуры' изменяются слабо, Иначе ведут себя
%
307
слабодеформироваиные кристаллы, в которых ячеистая
структура еще не была четко сформирована. Изменение
температуры нагрева изменяет вклад разных механиз-
мов перераспределения дислокаций и, как следствие,
пути перераспределения дислокаций, а тем самым и ха-
рактер образующейся полигональной структуры. При
относительно низких температурах дислокации переме-
щаются скольжением и переползанием и образуются
стабильные границы малой кривизны. С повышением
температуры все большую роль играют поперечное,
скольжение и вероятность возникновения полигонов с
границами все большей кривизны и подвижности, а так-
же вероятность миграции исходных границ, поглощаю- '
щих дислокации.
Отмеченное различие в характере полигонизации в
зависимости от характера исходной (до отжига) дисло-
кационной структуры деформированного материала
имеет существенное значение для понимания взаимосвя-
зи между процессами полигонизации и рекристаллиза- ]
ции, для выяснения вопроса о том, является ли полиго-
низация процессом, конкурирующим с рекристаллизаци-
ей, или начальной стадией последней. Этот вопрос,
длительное время остававшийся дискуссионным, важен
для практики. Если рассмотренные процессы конкуриру-
ющие, то полигонизация может быть использована для
предотвращения рекристаллизации в тех случаях, когда
последняя нежелательна.
Ясно, что если пути перераспределения дислокаций
при полигонизации и на начальных стадиях рекристал-
лизации одни и те же, то полигонизация является только
начальной стадией рекристаллизации, если же эти пути
различны, то они могут быть процессами конкурирую-
щими.
Исходя из этого, целесообразно дифференцировать
виды полигонизации в зависимости от структуры дефор-
мированного состояния и структуры, образующейся при
полигонизации, и ввести понятие о двух типах полигони-
зации — стабилизирующей и предрекристаллизационной.
СТАБИЛИЗИРУЮЩАЯ ПОЛИГОНИЗАЦИЯ —
процесс перераспределения дислокаций при нагреве де-
формированного материала с однородной дислокацион-
ной структурой, образованной действием небольшого
числа систем скольжения, приводящий к аннигиляции
дислокаций противоположных знаков и к образованию
308
новых малоугловых (малоподвижных) устойчивых суб-
границ малой кривизны. Процесс является конкурирую-
щим с рекристаллизацией.
ПРЕДРЕКРИСТАЛЛИЗАЦИОННАЯ ПОЛИГОНИ-
ЗАЦИЯ — процесс перераспределения дислокаций
при нагреве деформированного материала с ячеистой
структурой, приводящий к частичной аннигиляции дис-
локаций в стенках дислокационных ячеек и к сплющива-
нию этих стенок до превращения их в плоские субграни-
цы относительно большой кривизны и высокой подвиж-
ности. Ячейки превращаются при этом в субзерна,
различно разориентированные друг относительно друга.
Процесс является начальной стадией первичной рекри-
сталлизации.
Кроме формирования субзерен, полигонизация
включает и стадию их укрупнения. Укрупнение субзерен
может совершаться двумя путями: 1) миграцией субгра-
ниц под влиянием стремления к уменьшению и уравно-
вешиванию зернограничного натяжения или к уменьше-
нию объемной энергии смежных полигонов; 2) путем
коалесценции соседних полигонов с рассыпанием разде-
ляющей их дислокационной субграницы (механизм коа-
лесценции будет рассмотрен при обсуждении механиз-
мов формирования центров рекристаллизации).
Если углы разориентировки (Дф) от субзерна к суб-
зерну закономерно нарастают (рис. 179), то при росте
субзерен миграцией границ их разориентировка относи-
тельно матрицы, за счет которой происходит рост, будет
возрастать и в момент превращения границы в больше-
угловую субзерно превращается в зародыш истинной
первичной рекристаллизации.
Если алгебраическая сумма углов разориентировки
между субзернами на значительных расстояниях близка
к нулю, то субзерна в процессе роста миграцией границ
приобретают значительные размеры (несколько микрон)
без заметного увеличения своей разориентировки отно-
сительно окружающей матрицы. Такой случай назван
«рекристаллизацией на месте» («in situ»). Этот термин
не совсем удачен, так как к рекристаллизации относят
процессы, связанные с большеугловыми границами (см.
ниже). Правильнее называть этот процесс собирательной
полигонизацией.
Поскольку полигонизация включает в себя несколько
элементарных процессов (консервативное скольжение,
20—790 « 309
поперечное скольжение, переползание), то скорость про-
цесса в целом должна лимитироваться скоростью наибо-
лее медленного элементарного процесса. Таким процес-
сом чаще является диффузионное переползание, но при
наличии сильных стопоров им могут оказаться и процес-
сы скольжения дислокаций.
Рис. 179. Различный характер разориентировок между субзер-
нами (схема):
а — разориентировки от субзерна к субзерну закономерно нара-
стают; б — разориентировки от субзерна к субзерну изменяют-
ся незакономерно; алгебраическая сумма разориентировок на
большом расстоянии близка к нулю
Поэтому полигонизацию затрудняет все то, что тор-
мозит диффузию вакансий и уменьшает их концентра-
цию, что тормозит движение дислокаций, способствует
образованию примесных атмосфер вокруг дислокаций,
что уменьшает энергию дефектов упаковки Ел.у и тем
самым затрудняет поперечное скольжение винтовых
дислокаций.
310
2. МЕХАНИЗМ И ТЕМПЕРАТУРНЫЙ УРОВЕНЬ
ПРОЦЕССОВ РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИИ
Рекристаллизация представляет собой процесс пол-
ной или частичной замены одних зерен данной фазы дру-
гими зернами той же фазы с меньшей энергией, соверша-
ющийся путем возникновения и движения (первичная
рекристаллизация) или только движения (собирательная
и вторичная) границ с большими углами разориентиров-
ки.
Таким образом рекристаллизация, как и возврат, яв-
ляется многостадийным процессом. Первая, самая низ-
котемпературная ее стадия, называемая первичной рек-
ристаллизацией, следует непосредственно за полигони-
зацией или одновременно с полигонизацией, протекающей
в соседних участках. На этой стадии происходит наибо-
лее радикальное уменьшение числа дефектов кристалли-
ческого строения, внесенных деформацией, и соответст-
венно уменьшение запасенной объемной энергии дефор-
мации вплоть до полного восстановления структуры и
свойств недеформированного материала.
Сущность первичной рекристаллизации заключается
в том, что в деформированной матрице при нагреве фор-
мируются и растут участки с неискаженной или значи-
тельно менее искаженной, чем у матрицы, решеткой, от-
деленные от матрицы границами с большими углами
разориентировки — так называемые центры (зародыши)
рекристаллизации. Рост этих центров за счет матрицы
реализуется миграцией их большеугловых границ.
С исчезновением деформированной матрицы завер-
шается первичная рекристаллизация, но не рекристалли-
зация вообще.
Важнейшее значение рекристаллизации состоит в
том, что она не только позволяет восстановить структу-
ру недеформированного материала с помощью первич-
ной рекристаллизации, но позволяет с помощью после-
дующих стадий процесса добиться дальнейшего сущест-
венного изменения структуры и текстуры материала и
соответственно его свойств.
Эти изменения являются важным инструментом воз-
действия на свойства металлов и сплавов. Чтобы такое
воздействие было управляемым, необходимо знать меха-
низм процесса на всех его стадиях.
Если материал, в котором завершилась первичная
*
i
20;
зп
Рис. 180. Схема изменения распределе-^
ния зерен по размерам в процессе со- 1
бирательной (а) и вторичной (б) ре- 1
кристаллизации: f
£г« — площадь, занимаемая зернами,
Z-того размера; D-—диаметр зерен
Z-того размера; т — продолжительность
отжига
рекристаллизация, подвергнуть дальнейшему нагреву при
той же или при еще более высокой температуре, то в нем
будет совершаться собирательная и (или) вторичная рек-
ристаллизации, в процессе которых зерна, выросшие из
центров первичной рекристаллизации, укрупняются за
счет соседей миграцией своих большеугловых границ.
При этом могут изменяться размеры зерен и распреде-
ление по размерам вплоть до образования монокристал-
лов (случай редкий, но
принципиально возмож-
ный), а также изменять-
ся кристаллографическая
ориентировка зерен (тек-
стура рекристаллизации).
Эти стадии рекристал-
лизации также сопровож-
даются уменьшением сво-
бодной энергии системы,
хотя и не столь интенсив-
ным, как при первичной
рекристаллизации.
Различие между соби-
рательной и вторичной
рекристаллизацией за-
ключается в том, что при
вторичной рекристалли-
зации имеются опреде-
ленные зерна, способные
по тем или иным причи-
нам расти со значительно большей скоростью, чем ос-
новная масса зерен, т. е. играть роль вторичных «цент-
ров», тогда как при' собирательной рекристаллизации
таких зерен нет.
Это различие наглядно иллюстрируется схемами из-
менения распределения зерен по размерам в процессе
собирательной и вторичной рекристаллизации (рис. 180).
Кроме упомянутой классификации стадий рекристал-
лизации, следует еще различать статическую и динами-
ческую рекристаллизации.
Понятие об этих двух разновидностях рекристалли-
зации введено относительно недавно в связи с резко воз-
росшим интересом к рекристаллизации в условиях горя-
чей деформации и некоторыми специфическими особен-
ностями механизма рекристаллизации в этих условиях.
312
Под статической рекристаллизацией понимают рек-
ристаллизацию, совершающуюся по завершении дефор-
мации, независимо от того, является ли она холодной
или горячей.
Если деформация была холодной, то статическая
рекристаллизация начиная со стадии формирования
центров первичной рекристаллизации реализуется при
нагреве после деформации. . •
Если деформация была горячей, но непосредственно
в процессе деформации центры рекристаллизации не
успели оформиться, то статическая рекристаллизация
может реализоваться при охлаждении после горячей де-
формации или при изотермическом отжиге непосредст-
венно после деформации (без охлаждения), или при на-
греве материала, охлажденного после деформации.
Если же центры первичной рекристаллизации успели
оформиться непосредственно в процессе горячей дефор-
мации, то такую рекристаллизацию называют динами-
ческой (подробнее см. в гл. IX).
Рассмотрим несколько подробнее механизм процесса
па разных стадиях рекристаллизации.
ПЕРВИЧНАЯ РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИЯ. -Механизм
формирования центров рекристаллизации —важнейший
вопрос теории рекристаллизации. Наиболее существен-
ные наблюдения следующие.
Центры рекристаллизации образуются всегда в мес-
тах максимальных искажений кристаллической решетки,
созданных деформацией, где возникли локальные облас-
ти, значительно разориентированные относительно окру-
жения. Поскольку разориентировки в решетке создают-
ся избытком дислокаций одного знака, это означает, что
обязательным условием формирования центров рекрис-
таллизации является создание при деформации вокруг
определенных локальных областей такого избытка дис-
локаций и соответственно изгиба решетки.
Прямые эксперименты на алюминии показали, что
зародыши рекристаллизации формируются только в
таких областях, которые в процессе деформации оказа-
лись разориентированными относительно окружающей
матрицы на углы не менее 15—20°. Такие разориенти-
ровки создаются за счет интенсивного множественного
скольжения. Наиболее благоприятными местами для
этого являются прежде всего тройные стыки границ зе-
рен (а), границы зерен вообще, реже переходные полосы
313
и двойники (б), области матрицы, примыкающие к час-
тицам других фаз (s) (рис.181). На деформированных
монокристаллах показано, что рекристаллизация при
их нагреве наблюдается только в тех случаях и участках,
в которых деформация находилась в пределах стадии
III кривой упрочнения. В тех же случаях, когда дефор-
мация находилась в пределах стадии / и даже II, нагрев
завершается только стабилизирующей полигонизацией.
Рис. 181. Места предпочтительного формирования центров первичной рекоистал-
лизации: -
а —у тройных стыков исходных зерен; б —у границ зерен и двойников; в —
у частиц других фаз
314
Минимальный размер зародыша рекристаллизации,
формирующегося в деформированном материале, равен
по порядку микрону или десятым долям микрона.
Малые количества растворенных примесей и нераст-
воренных частиц дисперсных фаз всегда, без исключения,
резко тормозят формирование центров рекристаллиза-
ции.
Центры рекристаллизации имеют ту же ориентировку,
что и локальная область деформированной матрицы, в
которой они образовались.
Кинетика первичной рекристаллизации отличается от
кинетики возврата. Первичная рекристаллизация начи-
нается после определенного инкубационного периода.
Далее скорость ее возрастает, проходит через максимум
и затухает, т. е. описывается кривой сигмаидального
типа.
После неудачных попыток объяснить механизм обра-
зования центров рекристаллизации по аналогии с меха-
низмом формирования зародышей новой фазы при фазо-
вых превращениях (так называемая флутуационная тео-
рия) была развита современная дислокационная теория
зародышеобразования при рекристаллизации. Она объ-
ясняет приведенные ранее факты, хотя многие важные
детали процесса еще остаются неясными.
В наиболее общем виде дислокационные представле-
ния сводятся к тому, что образование зародышей рек-
ристаллизации связано с перегруппировкой дислокаций,
приводящей к предрекристаллизационной полигонизации.
При этом образуются субзерна — неискаженные или ма-
ло искаженные области решетки, повернутые друг отно-
сительно друга на некоторые углы, в начале, как прави-
ло, небольшие, т. е. отделенные малоугловыми граница-
ми. В силу неизбежной неоднородности деформированной
структуры всегда имеются области (субзерна), большие
по размерам, чем окружающие, и более сильно разори-
ентированные. Такие субзерна растут интенсивнее, чем
другие, их малоугловые границы поглощаю!* при своем
движении новые дислокации и в результате превраща-
ются в болыпеуглойые высокоподвижные границы, что
и характеризует окончание формирования центра (заро-
дыша) рекристаллизации.
Увеличение угла разориентировки границы сопровож-
дается увеличением ее энергии до тех пор, пока граница
не превращается в большеугловую. Понятие о критичес-
9
315
Рис. 182. Рекристаллизация в электролитическом железе образованием выступов
на большеугловой границе, стимулированная разной плотностью дислокаций
по обе стороны от границы:
а —до переполировки; б — после переполировки
ком радиусе зародыша в случае рекристаллизации не-
тривиально. Критический радиус зародыша первичной
рекристаллизации представляет собой локальный радиус
кривизны, изменяющийся от точки к точке. Для того
чтобы зародыш мог расти за счет деформированной
матрицы, он не должен быть отделен от нее со всех сто-
рон большеугловыми границами. Если отдельный не-
большой участок зародыша рекристаллизации даже очень
малых размеров существенно отличается по ориентиров-
ке от окружающей деформированной матрицы, то радиус
кривизны данного участка окажется больше критическо-
го, ибо рост зародыша на этом участке не вызывает уве-
личения зернограничной энергии.
Инкубационный период в таком случае включает
время, необходимое для того, чтобы произошло перерас-
пределение дислокаций, образование субзерен и превра-
щение их границ в границы большой разориентировки
хотя бы на небольшом локальном участке. Все факторы,
задерживающие перераспределение дислокаций и мигра-
цию субграниц («атмосферы» примесных атомов, части-
цы дисперсных фаз...), должны увеличивать инкубаци-
онный период и тормозить рекристаллизацию.
Детали механизма первичной рекристаллизации
зависят от многих факторов и прежде всего от условий
деформации и природы материала.
316
При относительно небольших степенях деформации,
когда ячеистая структура еще четко не сформирована,
плотность дислокаций по обе стороны исходных границ
соседних зерен часто оказывается существенно различ-
ной. Это объясняется неоднородным характером дефор-
мации различно ориентированных зерен поликристалла.
В таком случае при нагреве некоторые из исходных зерен
могут расти за счет соседних миграцией локальных уча-
стков своих большеугловых границ. В результате на миг-
рирующей границе образуются «выступы» или «языки».
Типичные примеры показаны на рис. 182. Движущей
силой такого процесса является локальная разность объ-
емных энергий (плотности дислокаций) по обе стороны
от мигрирующего участка границы, созданная неоднород-
ностью деформации. Граница (ее локальный участок)
мигрирует в область соседнего зерна с более высокой
плотностью дислокаций. Мигрирующий участок границы
как бы «выметает» дефекты из пройденного ею участка
(на рис/182 области с разной плотностью дислокаций
легко отличить по разной травимости).
Такой механизм первичной рекристаллизации, впер-
вые обнаруженный Беком и Сперри, весьма распростра-
нен, особенно в случае горячей деформации (см. гл. IX).
Он может быть назван механизмом рекристаллизации
миграцией исходных границ зерен, вызванной градиен-
том наклепа (в зарубежной литературе — «strain induced
migration»).
Градиент наклепа может образоваться и в том случае,
когда у границ зерен сформировалась ячеистая структу-
ра, но размеры ячеек и соответственно размеры субзерен
оказываются резко различными по обе стороны границы.
В этом случае граница будет мигрировать в то зерно, в
котором размеры субзерен меньше.
Существенно, что рассмотренный механизм миграции,
имеющий в начале локальный характер, может в ходе
дальнейшего нагрева вызвать значительную перестрой-
ку всей микроструктуры за счет того, что образование
«выступов» нарушит уравновешенность зернограничной
энергии в тройных стыках. При определенных условиях
(после деформации на критическую степень) это может
привести к заметному укрупнению, зерен.
При деформации на более высокие степени, когда
формируется ячеистая- структура, последующая рекрис-
t
317
таллизация протекает иначе — через предрекристаллиза-
ционную полигонизацию.
Схематически наиболее вероятный процесс формиро-
вания центров рекристаллизации при наличии до отжига
ячеистой дислокационной структуры можно разбить на
три этапа.
Первый этап — формирование малоугловых субгра-
ниц сплющиванием стенок ячеек и превращение ячеек в
субзерна. В образовавшиеся плоские субграницы стека-
ют дислокации из объема ячеек (субзерен)-. В результате
субзерна обладают меньшей плотностью дислокаций, чем
окружающая деформированная матрица.
Второй этап — рост субзерен и увеличение углов ра-
зориентировки относительно окружающей матрицы до
формирования большеугловых границ. Момент превра-
щения границ в большеугловые означает завершение
формирования центра рекристаллизации.
Третий этап — быстрая миграция большеугловых вы-
сокоподвижных границ в деформированную матрицу.
Конечно, этот процесс в силу структурной неодно-
родности протекает не одновременно во всем объеме об-
разца. Поэтому рост центров в одних участках, как пра-
вило, сопровождается продолжающейся полигонизаци-
ей в других.
В зависимости от условий деформации, энергии де-
фектов упаковки, фазового состава и других факторов,
определяющих характер дислокационной структуры,
роль и температурно-временная протяженность каждого
из этих этапов может быть различной.
Исследования, выполненные на материалах с разной
энергией дефектов упаковки с использованием деформа-
ции при температурах выше и ниже комнатной, показали
большую роль поперечного скольжения.
При прочих равных условиях факторы, затрудняющие
поперечное скольжение (низкая энергия дефектов упа-
ковки, низкая температура деформации), благоприятст-
вуют образованию более мелкой ячеистой структуры, но
с более размытыми («толстыми») стенками ячеек и с
большим избытком дислокаций одного знака, т. е. с боль-
шими углами разориентировки между ячейками.
Условия, облегчающие динамический возврат (попе-
речное скольжение), действуют в обратном направле-
нии— сужают стенки ячеек, увеличивают размеры яче-
ек и уменьшают углы разориентировки между ними.
318
В силу этого’ в тех случаях, когда динамический воз-
врат затруднен, сплющивание трехмерных дислокацион-
ных сеток может привести к образованию субграниц с
большими углами разориентировки и в конечном итоге
даже к образованию большеугловых границ. В этом слу-
чае второй этап будет очень коротким или даже совсем
отсутствовать.
Если динамический возврат реализуется легко и из-
быток дислокаций одного знака не велик, стенки ячеек
будут узкими и до отжига. При их сплющивании образу-
ется лишь малоугловая дислокационная граница. В этом
случае второй этап очень растягивается. Более того, при
определенных условиях субзерно может вырасти до
больших размеров (несколько десятков и даже сотен
микрон), так и оставаясь окруженным малоугловыми
границами. Это по существу и есть упоминавшийся выше
случай собирательной полигонизации (рекристаллизации
«in situ»).
Следует отметить, что в материале с высокой энергией
дефектов упаковки (малой шириной расщепленных дис-
локаций) поперечное скольжение облегчается не только
при деформации, но и при последующем отжиге. В таком
материале будет проявляться заметное разупрочнение
не только при рекристаллизации, но и на стадии возвра-
та. Типичным примером этого являются алюминий и медь
(соответственно с большой, и малой энергией Ед.у). В пер-
вом случае происходит заметное разупрочнение на ста-
дии возврата, тогда как медь разупрочняется только при
рекристаллизации. Укрупнение субзерен (второй этап
формирования центров) может реализоваться двумя
механизмами — миграцией малоугловых границ субзе-
рен или коалесценцией соседних субзерен с исчезновени-
ем разделяющих их субграниц.
Механизм миграции является основным и, видимо,
более распространенным. Но в последнее время на ма-
териалах, как правило с высокой энергией дефектов упа-
ковки (алюминии, молибдене, кремнистом железе, вана-
дии), наблюдали укрупнение субзерен коалесценцией.
При этом коалесцировать может не только пара, но и
более многочисленная группа соседних субзерен.
Коалесценция субзерен связана с «рассыпанием» не-
стабильных субграниц и уходом дислокаций из них в
ближайшие, болео стабильные субграницы. Очевидным
условием этого является то, что силы притяжения между
319
дислокациями в «рассыпающейся» границе должны быть
слабее, чем силы притяжения этих дислокаций полями
напряжений от ближайших субграниц, в которые эти
дислокации перемещаются. Косвенным подтверждением
этого является и то, что исчезновение («рассыпание»)
границы начинается, как правило, с тех ее участков, ко-
торые непосредственно примыкают к стабильным субгра-
ницам (рис. 183).
Наблюдения в высоковольтном микроскопе дали ос-
нование предполагать, что распадающиеся границы ха-
рактеризуются меньшей плотностью дислокаций, чем
стабильные.
Коалесценция чаще встречается в условиях горячей
деформации и (или) при нагреве после деформации в
материалах с более высокой энергией дефектов упаков-
Рис. 183. Коалесценция субзерен, начинающаяся с распада периферий
« — схема (1—4 — последовательные стадии коалесценции); б, в — элек
соответственно
320
ки, что дает основание предполагать, что в создании ус-
ловий, благоприятствующих коалесценции субзерен,
важную роль играет поперечное скольжение.
ных участков субграниц:
тронная микроскопия на просвет алюминия и трансформаторной стали
321
Механизм коалесценции субзерен является, видимо,
одним из механизмов, ответственных за то, что рекри-
сталлизованные зерна часто не являются структурно со-
вершенными, а содержат дислокации и малоугловые
дислокационные границы (см. рис. 183). Эти дислокации
и малоугловые границы могут являться остатками рас-
сыпающихся субграниц. Высокоугловая граница центра
рекристаллизации может оформиться и начать интенсив-
но мигрировать при частичном сохранении в его объеме
какой-то доли дислокаций, входивших в «рассыпающу-
юся» субграницу при условии, что плотность дислокаций
в окружающей матрице будет существенно большей, чем
в объеме растущего центра.
Рассмотренные дислокационные представления о ме-
ханизме формирования центров рекристаллизации поз-
воляют объяснить еще одно важное явление. Во многих
работах показано, что первичная рекристаллизация со-
провождается усилением диффузионных процессов. В
частности, с началом рекристаллизации ускоряются рас-
пад пересыщенных твердых растворов, коагуляция дис-
персных фаз, сфероидизация пластинчатого цементита и
т. д. Это может означать, что первичная рекристаллиза-
ция сопровождается повышением концентрации точечных
дефектов. Ряд специально поставленных экспериментов
подтвердил факт образования вакансий и их скоплений
на стадии первичной рекристаллизации.
По-видимому, это происходит в процессе перераспре-
деления и частичной аннигиляции дислокаций на первом
и втором этапах формирования центров первичной рек-
ристаллизации.
Рост зародышей первичной рекристаллизации, отде-
ленных от матрицы высокоугловыми границами, как и
рост зерен на стадиях собирательной и вторичной рекри-
сталлизации, может осуществляться только миграцией
своих границ. Коалесценция зерен, отделенных друг от
друга обычными большеугловыми границами, невозмож-
на. В особых случаях процесс роста зерен может проис-
ходить за счет образования и роста двойников отжига, но .
и в этом случае такой рост осуществляется миграцией
некогерентных границ двойников.
Атомный механизм миграции границ выяснен не до
конца. Наиболее распространено представление о том,
что указанный механизм заключается в одиночных не-
взаимосвязанных атомных скачках через границу (в на-
322
правлении, поперечном границе). Но в ряде случаев при
миграции границ особого типа, видимо, реализуется и
механизм кооперативных взаимосогласованных переме-
щений атомных групп.
При росте зародышей первичной рекристаллизации
граница движется в сторону большей плотности дефек-
тов (дислокаций) и оставляет за собой относительно со-
вершенный материал. Направление движения границы
зародыша до начала взаимных столкновений не связано
с положением центра кривизны границы.
С началом взаимных столкновений начинает прояв-
ляться роль зернограничного натяжения и стремления
систем к уравновешиванию этого натяжения в тройных
стыках. На стадии же собирательной и вторичной ре-
кристаллизации роль неуравновешанности зерногранич-
ного натяжения в тройных стыках становится особенно
большой.
В общем случае влияние поверхностного натяжения
<т на равновесную форму частиц проявляется в том, что
сумма произведений щ для разных поверхностей части-
цы на площадь соответствующих поверхностей (граней)
Si стремится к минимальному значению, т. е.
<тсум = Scrzsz->min,
В случае поликристалла условием равновесной формы
кристаллитов является равенство нулю векторной сум-
мы коэффициентов зернограничных натяжений, отложен-
ных в плоскости, нормальной к общему ребру трех пере-
секающихся зерен.
Исходя из этих соображений, можно показать, что
для изотропного материала, в котором можно прене-
бречь анизотропией зернограничной энергии, равновес-
ный угол в тройных стыках должен составлять 120°.
Поэтому стороны равновесных зерен однофазных изо-
тропных металлов и сплавов в местах стыка на поверх-
ности шлифа должны встречаться под углом 120°.
Отсюда метастабйльно-рабновесными зернами в од-
нофазных материалах с практически изотропной зерно-
граничной энергией и с прямыми границами могут быть
только зерна с числом сторон в сечении, равном шести.
У зерен с числом сторон, меньшим шести, чтобы образо-
вать в тройном стыке угол 120°, границы должны быть
выпуклыми, а у зерен с числом сторон большем шести —
вогнутыми (рис. 184).
*
323
Вследствие того что положение атомов на вогнутой
стороне границ более стабильно, чем на выпуклой, час-
тота атомных перескоков на вогнутую сторону будет
большей, чем в обратном направлении. В результате
границы между зернами одной фазы, стремясь к умень-
шению своей энергии, на стадии собирательной рекри-
Рис. 184. Вогнутые границы у зерна
(Д) с числом сторон больше шести
и выпуклые у зерна (Б) с числом
сторон меньше шести:
а —схема (стрелками показано на-
правление миграции границ); б —•
микроструктура никелевого сплава.
Х300
сталлизации обычно мигрируют к центрам своей кри-
визны. Поэтому зерна с числом сторон, большим шести,
должны расти за счет миграции их границ в направле-
нии вне зерна, а зерна с числом сторон меньшим шести,
должны исчезать за счет миграции границ внутрь кри-
сталлита. Из этих закономерностей следует также, что
стыки больше трех границ нестабильны и, случайно воз-
никнув, должны расщепиться на тройные стыки.
В случае анизотропных материалов, а также двух-
I фазных сплавов, в которых кристаллиты обеих фаз близ-
ки по размерам, равновесные углы в тройных стыках,
должны отличаться от 120°.
3. ДВИЖУЩИЕ СИЛЫ РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИИ
НА РАЗНЫХ ЕЕ СТАДИЯХ
Скорость рекристаллизации на любой ее стадии опреде-
ляется прежде всего величиной выигрыша в свободной
энергии AF. Этот выигрыш и играет роль движущей си-
лы процесса.
Отнесенная к единице объема или поверхности эта
величина обозначается Рдв.
Основной движущей силой первичной рекристаллиза-
ции, как отмечалось, является выигрыш в объемной энер-
гии Роб.
Основной движущей силой собирательной рекристал-
лизации является уменьшение зернограничной энергии
за счет сокращения протяженности границ зерен и стрем-
ление к уравновешиванию зернограничного натяжения
стыкующихся границ Ргр.
Вторичная рекристаллизация в зависимости от уело*
вий может стимулироваться разными факторами и при-
водит соответственно к выигрышу объемной, поверхност-
ной или зернограничной энергии.
Таким образом, в общем виде движущая сила рекри-
сталлизации может быть записана в следующем виде:
Рдв = ^об+^гр+^пов. •
Все стадии рекристаллизации, кроме формирования
центров рекристаллизации, реализуются миграцией боль-
шеугловых границ. Скорость миграции границ, а значит
и скорость процесса в целом зависят, кроме величины
РДв, которая определяет, в каком направлении граница
будет перемещаться, еще и от подвижности самой гра-
ницы Л4, которая определяется ее атомным строе-
нием.
В реальных металлах и сплавах, а также реальных
условиях нагрева имеются вместе с тем факторы, кото-
рые могут оказывать тормозящее влияние на процесс
рекристаллизации. К ним относятся прежде всего рас-
творенные примеси и частицы дисперсных фаз, канавки
, термического травления и т. д. Силу, тормозящую рекри-
сталлизацию, обозначают Рторм. <
324
325
Тогда скорость рекристаллизации в общем виде мо-
жет быть записана так:
V = М (Рдв -^торм)’
Для понимания многих закономерностей процесса важ-
но количественно оценить величины Рдв и Рторм и их со-
отношение для разных стадий рекристаллизации.
Следует, однако, учитывать, что количественные зна-
чения, которые получаются при современном состоянии
вопроса, носят только оценочный характер.
Движущей силой первичной рекристаллизации явля-
ется избыточная объемная энергия, накопленная в про-
цессе пластической деформации и практически полно-
стью локализованная в полях напряжений, окружающих
дислокации. Эта энергия может быть оценена из зависи-
мости
P^ = k\NDGb2,
где Gb2— энергия дислокации на единицу длины (G—
модуль сдвига, Ь —вектор Бюргерса); AND—разность
плотности дислокаций (в деформированном материале
и в зародыше рекристаллизации может быть принята
равной 1012 см“2); k — коэффициент, учитывающий ха-
рактер распределения дислокаций (единичные, в сплете-
ниях, в субграницах и т. д.) и колеблющийся в пределах
-от 0,1 до 1.
Приняв G=107 Н-см~2, & = 3 • 10—8 см и k—\, полу-
чим
= Ю10.1012-9-КГ16« 103 Н-см-1.
В случае первичной рекристаллизации, реализуемой
миграцией исходных границ зерен, вызванной градиен-
том наклепа («strain induced»), движущая сила созда-
ется тем, что уменьшение объемной энергии за счет «вы-
метания» дефектов должно превышать прирост зерно-
граничной энергии из-за увеличения протяженности гра-
ницы при образовании «выступа». Движущая сила тогда
будет равна
г)Пр.мигр ___ * р р ds
-Г дв — ^^деф ^гр >
526
где ДЕдеф — разница в накопленной энергии деформа-
ции по обе стороны от границы; ЕГр— удельная зерно-
граничная энергия; ds/dv — увеличение площади грани-
цы с увеличением объема выступа.
Оценка минимальной длины участка границы, на ко-
торой образование «выступа» становится энергетически
выгодным, для средних степеней деформации (10—30%)
дает величину около 10~4 см.
Основной движущей силой собирательной рекристал-
лизации (как отмечалось выше) является стремление к
уменьшению зернограничной энергии и к уравновеши-
ванию зернограничного натяжения путем установления
равновесной конфигурации границ зерен.
Важно, что стабильность структуры определяется
прежде всего не абсолютными размерами зерен, а кри-
визной границ, углами в тройных стыках, числом сторон
в сечении зерна и однородностью размеров зерен.
Если двугранный угол в стыке в данном зерне боль-
ше 120°, то стык будет перемещаться в направлении от
этого зерна. Угол в стыке при этом будет уменьшаться,
а зерно расти. Если же угол меньше 120°, то стык
будет мигрировать внутрь данного зерна, угол в стыке
будет при этом увеличиваться, а зерна «поедаться» со-
седними.
Под влиянием кривизны границы последняя мигри-
рует к центру своей кривизны. Поэтому выпуклая гра-
ница мигрирует внутрь зерна, уменьшая его площадь, а
вогнутая граница мигрирует в направлении вне зерна,
увеличивая его площадь.
В результате в случае собирательной рекристаллиза-
ции, когда размеры зерен мало отличаются, одно и то
же зерно под влиянием отклонения углов в стыках от
120° и под влиянием кривизны границ может на одном
участке расти за счет соседних зерен, а на другом уча-
стке «поедаться» другими соседними зернами.
При первичной и вторичной рекристаллизации такая
ситуация исключена. В этих случаях «центры» рекри-
сталлизации всегда растут во всех направлениях за счет
окружающих зерен.
Если зерна имеют неодинаковые размеры, то разной
будет и энергия границ зерен, приходящаяся на единицу
объема. Эта разность значений удельной зернограничной
энергии ЛЕгр.уд и представляет собо^ движущую силу
процесса роста зерен.
327
Если принять для упрощения, что зерна имеют форму
куба с длиной ребра Z), то движущая сила роста зерна
размером Z)2 за счет зерна размером Di будет равна
Рсдвр = ДЕгр.уд = ЗЕгр (1/DX - 1 /Z?2) = ЗЕГР (AD/DX D2).
Отсюда следует, что эта движущая сила тем больше,
чем больше различаются зерна по размерам и чем мень-
ше абсолютный размер зерен.
Если принять ЕГр равной 5-10-5 Дж/см~2 и разницу
в величине зерен равную трехкратной (при большей раз-
нице это уже будет близко к условиям вторичной рекри-
сталлизации), то при размере меньшего зерна (Z)i), рав-
ном одному, десяти и ста микронам, Рс^ будет равна со-
ответственно по порядку величины 10°, 10-1, 10-2 Н-см-1.
Таким образом, при очень малом размере зерен, близ-
ком к микрону, движущая сила собирательной рекри-
сталлизации может оказаться величиной, ненамного
меньшей движущей силы первичной рекристаллизации.
Если же размеры зерен составляют десятки микрон,
как это чаще бывает при собирательной рекристаллиза-
ции, и разница в размерах зерен не велика, то движу-
щая сила роста Р^ф на четыре—пять порядков по вели-
чине меньше, чем при первичной рекристаллизаций.
Вторичная рекристаллизация, как отмечалось выше,
может быть вызвана разными причинами. Соответствен-
но разный будет и подход к оценке движущей силы про-
цесса.
Так, вторичная рекристаллизация может протекать
в условиях, когда размер основной массы зерен стаби-
лизирован, например, частицами дисперсных фаз и лишь
отдельные крупные зерна (центры вторичной рекристал-
лизации) имеют возможность расти. Тогда при условии,
что размер центров вторичной рекристаллизации в сто
раз больше линейных размеров основной массы зерен и
£гр=5-10~5 Дж/см-2, Р*вр будет равна 1,5-10 Н-см-1 при
Z)i = 10~5 см и 1,5 Н-см"1 при Z)i=10-4 см.
В тонких листах и пленках, толщина которых соизме-
рима с размером зерен, вторичная рекристаллизация мо-
жет стимулироваться выигрышем в поверхностной энер-
гии. Условием этого является заметное различие поверх-
ностных энергий граней зерен, которыми последние вы-
ходят на поверхность листа (пленки). При этом центра-
ми вторичной рекристаллизации будут зерна, у которых
328
соответствующая энергия минимальна и число которых
мало.
Обычно наименьшими значениями поверхностной
энергии обладают плоскости, наиболее густо усеянные
атомами и соответственно характерные наибольшими
межплоскостными расстояниями. Для о. ц. к. решеток
это плоскости {110}, для г. ц. к. решеток {111} и т. д.
Разность энергий для различных плоскостей составляет
примерно 0,3—0,1 Дж-см~2. Так, для железа поверхност-
ная энергия граней {110}, {111} и {100} равна соответ-
ственно 1,3-10~4, 1,5-10-4 и 1,6-10”4 Дж-см~2.
Практически очень важным обстоятельством являет-
ся то, что соотношение поверхностных энергий разных
граней можно менять за счет избирательной адсорбции
этими гранями разных поверхностно активных добавок.
Это дает инструмент для управления текстурой. В част-
ности, это используют в технологии производства тран-
сформаторной стали.
Для случая, когда размеры центров вторичной рекри-
сталлизации примерно равны или больше толщины ли-
ста Н, они выходят на поверхности листа с обеих сторон
своими гранями с минимальной энергией. Тогда движу-
щая сила вторичной рекристаллизации равна
рв.р.пов_ 2Дапов
дв — н ’
где Липов — разность поверхностных энергий центров
вторичной рекристаллизации и зерён иной ориентировки,
за счет которых эти центры растут.?
Если принять Аопов равной 1,5?10~5 Дж-см~2 и тол-
щину листа равной 100 мкм и 1000 мкм, то величина
рвф.пов будет соответственно равна 3-10“3 и
3-Ю-4 Н-см-1, т. е. на четыре—шесть порядков меньше,
чем для первичной рекристаллизации.
РЕКОМЕНДАТЕЛЬНЫЙ БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК
Горелик С* С. Рекристаллизация металлов и сплавов. М., «Ме-
таллургия», 1978. 567 с. с ил.
Кан Р. — В кн.: Физическое металловедение. Пер. с англ. Вып. 3.
М., «Мир», 1968, с. 371—430.
Лариков Л. Н. — В кн.: Физические основы прочности и пластич-
ности металлов. М., Металлургиздат, 1963, с. 255—^22.
21—790
ГЛАВА VIII
РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИЯ ПРИ НАГРЕВЕ
ПОСЛЕ ХОЛОДНОЙ ДЕФОРМАЦИИ
(СТАТИЧЕСКАЯ РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИЯ)
1. ЗАВИСИМОСТЬ МЕХАНИЗМА РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИИ
И ХАРАКТЕРА МИКРОСТРУКТУРЫ
ОТ УСЛОВИЙ ДЕФОРМАЦИИ И НАГРЕВА
Скорость первичной рекристаллизации характеризуют
зависимостью доли рекристаллизованного объема де-
формированной матрицы от
т (рис. 185).
Увеличение в ходе отжи-
га доли рекристаллизован-
ного материала происходит
за счет двух процессов —
зарождения и роста зароды-
шей. Скорость этих процес-
сов соответственно описыва-
ется с помощью двух пара-
метров: скорости зарожде-
продолжительности отжига
Рис. 185. Схематическое изображе-
ние зависимости рекристаллизован-
ного объема X от продолжительно’
сти отжига т
Рис._186. Зависимость величины зер-
на D после рекристаллизации от
степени предшествовавшей дефор-
мации:
1 — монокристалл; 2, 3 — поликри-
сталл
ния N (число зародышей, образующихся в единицу вре-
мени Дп/Дт) и скорости роста G (увеличение среднего
линейного размера зародыша в единицу времени Д£)/Дт).
Новые зерна (зародыши) появляются в ходе нагрева
330
и растут после определенного инкубационного периода
то, который тем меньше, чем выше температура отжига
Т и чем больше степень предварительной деформации е.
Ясно, что характер микроструктуры, формирующейся
при рекристаллизации, зависит от соотношения между
значениями N и G.
Увеличение N приводит к измельчению зерна, возрас-
тание скорости роста G — к укрупнению микрострук-
туры.
Величина N в зависимости от продолжительности
изотермического отжига в начале растет и далее убы-
вает.
Средняя скорость роста зародышей G (до начала
взаимных столкновений) за время отжига т равна: G=
—&D/x—то.
Для описания кинетики изотермической рекристалли-
зации предложен ряд зависимостей. Наиболее универ-
сальной является зависимость Авраами, имеющая вид
X — 1 — ехр (— Вт*),
где X — доля рекристаллизованного материала; В и
k — коэффициенты, зависящие соответственно от темпе-
ратуры и характера зарождения, а также роста зерен.
Для трехмерной рекристаллизации (массивные образцы)
k находится в пределах для двумерной (тонкий
лист) 2^&^3 и одномерной (тонкая проволока) 2^
Рассмотрим данные о влиянии различных факторов
па механизм процесса, параметры N и G и характер
микроструктуры, формирующейся в результате рекри-
сталлизации.
СТЕПЕНЬ ДЕФОРМАЦИИ е. Зависимость величины
рекристаллизованного зерна D от степени деформации
г при одинаковой продолжительности изотермического
отжига т после холодной деформации не является моно-
тонной. Для поликристаллических тел-она имеет вид
кривой с одним или с несколькими (до трех) максиму-
мами. Степень деформации, после которой при отжиге
формируется первый максимум величины зерна, называ-
ется критической 8КР.
Уточним, что понимается под критической степенью
реформации екр, поскольку в этот термин ин*огда вкла-
дывают разный смысл.
21*
331
Деформация на малые степени (меньше екр) соответ-
ствует первой либо начальной части второй стадии кри-
вой упрочнения. Нагрев после такой деформации приво-
дит, как правило, к стабилизирующей полигонизации,
затрудняющей последующие структурные изменения.
В результате нагрев после таких степеней деформации
не вызывает роста зерен. Процесс ограничивается про-
текающей в них полигонизацией.
С повышением степени деформации до конца второй
и начала третьей стадии упрочнения создаются благо-
приятные условия для протекания при нагреве рекри-
сталлизации либо по механизму миграции исходных гра-
ниц под влиянием градиента наклепа («strain induced
migration»), либо механизмом формирования и роста
истинных зародышей рекристаллизации.
Под критической степенью деформации еКр, строго
говоря, и следует понимать ту минимальную степень
деформации при нагреве, после которой возникают и
растут зародыши рекристаллизации. В таком случае на
кривых зависимости средней величины рекристаллизо-
ванного зерна (Р) от степени предшествовавшей дефор-
мации 5=f(e) эффект от деформации на sKP будет про-
являться различно для монокристаллов и поликристал-
лов.
В случае монокристаллов появление новых зерен
приведет к уменьшению D и sKP будет соответствовать
минимальной степени деформации, вызывающей умень-
шение после нагрева величины D (рис. 186, кривая 1).
В случае поликристаллов появление малого числа
новых зерен и их рост за счет деформированной матрицы
должны привести к укрупнению D рекристаллизованных
зерен по сравнению с исходными (до деформации) и
8кр будет соответствовать максимуму на кривой Р=/(е)
(рис. 186, кривая 2).
Однако, как было отмечено, укрупнение структуры
может происходить и под влиянием миграции границ ис-
ходных зерен, вызванной градиентом наклепа. Специаль-
ная проверка на конических образцах, деформированных
растяжением, в которых удается расширить по образцу
область малых степеней деформации (дать малый гра-
диент dz[dx), показала, что в области малых степеней
деформации в действительности наблюдается не один, а
332
Рис. 187. Микроструктура конусных образцов никелевого сплава после растя-
жения и рекристаллизации. Видно расщепление максимума величины рекри-
i । аллизованных зерен, образовавшегося при нагреве после «критической» де-
формации, на два максимума, вызванных ростом некоторых исходных зерен
(/) и образованием малого числа центров рекристаллизации (2)
два максимума величины зерна (рис. 187). При этом
первый из них связан с миграцией исходных границ зе-
рен, а второй — с формированием и ростом малого чис-
ла истинных центров рекристаллизации. Однако степени
деформации, соответствующие этим двум максимумам,
очень близки по абсолютной величине. Поэтому в реаль-
ных условиях они почти всегда сливаются в один макси-
мум. Следствием этого слияния является тот факт, что
чаще всего кривая D=f(&) со стороны малых е, лежа-
щих левее 8Кр, не имеет скачкообразного характера.
В этой связи общепринято для поликристаллов обо-
значать понятием критическая степень деформации екр
гу минимальную степень деформации, которая вызывает
появление первого максимума величины зерна на кри-
вой D=f(s) независимо от истинных причин, вызвавших
это появление.
333
Если длительность нагрева не превышает 1—2 ч, а
температура нагрева не_превышает 0,9 Тпа, то степень ук-
рупнения структуры DK-plDiK^ колеблется в пределах
4—10. В тех случаях, когда сплав содержит дисперсные
фазы и нагрев после еКр осуществляется на такие темпе-
ратуры, при которых происходит растворение этих дис-
персных фаз (но не очень интенсивное), DKp может ока-
заться очень большим — в несколько десятков раз пре-
восходящим размер исходного зерна.
Абсолютная величина еКр зависит от очень большого
числа факторов и находится в пределах от 1 до 15% и
более.
Наиболее важными факторами являются степень
однородности деформации в микрообъемах разных зе-
рен, скорость и температура нагрева, величина исходного
зерна и наличие частиц дисперсных фаз.
Все, что увеличивает неоднородность деформации,
уменьшает екр- Это прежде всего относится к скорости
деформации. Увеличение скорости деформации в преде-
лах обычных скоростей увеличивает неоднородность де-
формации и потому уменьшает величину критической
степени деформации (рис. 188). Но с переходом к высо-
коскоростным импульсным методам деформации (де-
формация взрывом) однородность деформации разных
зерен резко возрастает (см. гл. II) и соответственно рас-
тет екр, а также резко снижается сама склонность к ук-
рупнению структуры, т. е. относительно неве-
лико.
Уменьшение неоднородности деформации в локаль-
ных объемах может быть достигнуто за счет промежуточ-
ной операции полигонизации (между деформацией и ре-
кристаллизационным отжигом). Действительно, предва-
рительная стабилизирующая полигонизация резко умень-
шает степень укрупнения структуры при рекристаллиза-
ции после еКр и несколько увеличивает екр (рис. 189).
Но при этом температура нагрева под полигонизацию
должна быть относительно велика (немного ниже темпе-
ратуры начала рекристаллизации).
Механизм влияния стабилизирующей полигонизации
заключается, видимо, в том, что полигонизация умень-
шает дальнодействие упругих полей дислокационных се-
ток. Вследствие этого ослабевает способность дислока-
ций оттягивать на себя границы зерен. Образование же
334
новых субграниц малой кривизны затрудняет их мигра-
цию и превращение в большеугловые границы.
Повышение температуры деформации (в пределах
так называемой теплой деформации) действует анало-
гично вышеописанному дей-
ствию стабилизирующей по-
лигонизации.
Рис. 188. Влияние различных факто-
ров, на величину критической сте-
пени деформации £кр!
/— сплав Ге—Si; 2— железо; 3 —
< шль 12Х18Н9Т; 4 — сплав Ni—Сг;
а сплав ХН38ВТ
Рис. 189. Влияние полигонизации
на вид кривых D-f(e) и положе-
ние 8кр в алюминии. Нагрев с вы*
держкой 30 мин при различных
температурах, °C:
/ — 500; 2 — 300+500; 3- 550; 4 —
400+550
Повышение температуры рекристаллизационного от-
жига действует в обратном направлении. Число возни-
кающих центров рекристаллизации растет с повышением
температуры отжига. Как следствие этого положение
Гкр смещается к меньшим значениям е. Кроме того, за
счет повышения_скорости роста при этом резко растет
отношение DKP/Dacs., т. е. значения D, отвечающие екр.
С ролью неоднородности деформации связано g влия-
ние величины исходного зерна. С ростом 5ИСХ неоднород-
ность деформации разных зерен усиливается. Соответст-
венно екр смещается к меньшим деформациям (см.
рис. 188).
335
Увеличение 8кр за счет измельчения размера исход-
ных зерен может быть очень эффективно усилено введе-
нием большого количества дисперсных частиц других
фаз. Так, хромовую бронзу (Си+О,5°/оСг) перед рекри-
сталлизационным отжигом подвергали холодной прокат-
ке. Режим рекристаллизационного ' отжига составил
1000 °C, 30 мин. В крупнозернистом (Z)==0,7 мкм) и од-
нофазном состоянии перед деформацией, полученном
закалкой с высокой температуры, 8КР оказалась равной
2%. Когда перед деформацией структура была мелко-
зернистой (£)= 0,02 мм) и сплав содержал значитель-
ное количество хрома, выделившегося из твердого рас-
твора, значение 8Кр резко повысилось и составило 18—
20%.
Торможение роста зерен дисперсными частицами яв-
ляется общей закономерностью. Однако это действие
проявляется только в случае, если температура рекри-
сталлизационного отжига находится ниже температуры
растворения дисперсных фаз. Если же эти температуры
совпадают, то тормозящая роль частиц снймется, но эф-
фект будет разным в зависимости от скорости растворе-
ния частиц. Если эта скорость будет небольшой, то от-
жиг после 8Кр приведет к очень бурному росту зерен, на-
много более интенсивному, чем в отсутствие этих частиц
(см. диаграмму рекристаллизации на рис. 193, е). Если
же скорость растворения частиц велика, то влияние ча-
стиц на величину 8кр небольшое.
Увеличение скорости нагрева до десятков и сотен
градусов в 1 с действует противоположно стабилизирую-
щей полигонизации, т. е. смещает еКр к меньшим значе-
ниям 8, но при условии, если речь идет только о скорости
выхода на изотерму.
Если же используется скоростной нагрев без после-
дующих изотермических выдержек, то максимум величи-
ны зерна при отжиге после 8КР может быть резко снижен
и даже полностью подавлен.
С увеличением степени деформации выше 8Кр вели-
чина зерна к концу первичной рекристаллизации моно-
тонно снижается. Это объясняют тем, что с увеличением
8 увеличиваются скорость зарождения N и скорость рос-
та G, но рост N опережает рост G.
Указанная монотонность снижения D=f(e) сохраня-
ется только при соблюдении двух условий:
336
а) длительность рекристаллизационного отжига не
должна быть большой (не больше 30 мин—1 ч);
б) в сплаве не должно быть дисперсных фаз, растворя-
ющихся при температуре рекристаллизационного отжига.
Если эти условия не соблюдаются, то при длитель-
ном нагреве в области средних степеней деформаций мо-
жет возникнуть второй максимум величины зерна. Сте-
пень деформации, при которой он возникает, менее стро-
ю фиксирована и в зависимости от величины зерна, ко-
Рис. 190. Зависимость /н (/) и tK (2) от степени пластической
Р Р
деформации (а) и продолжительности отжига (б):
а — сплав Н-5Г12; б — сплав Ni+13 % Сг, е=40 %
лнчества и дисперсности частиц, температуры и скорости
их растворения и т. д. может колебаться в очень широких
пределах (от е= 20 до 8=50%). Этот максимум связан
с явлением вторичной рекристаллизации и подробнее
рассматривается в гл. X.
В результате увеличения N и G на стадии первичной
рекристаллизации при увеличении степени, деформации
происходит резкое снижение температуры начала рекри-
сталлизации t* в зависимости от 8. Это снижение наибо-
лее заметно до степеней деформации е« 504-60% и да-
лее остается практически неизменной (рис. 190),
асимптотически приближаясь к определенному порого-
вому значению t*p. Поэтому температуру рекристалли-
зации после больших степеней деформации прини-
мают за условный температурный порог рекристаллиза-
iiiiii данного сплава. Под таким порогом, следовательно,
принимают температуру, ниже которой данный сплав при
отжигах практически используемой продолжительности
но рекристаллизуется после любых степеней деформации.
337
Зависимость t* от 8 и т можно выразить функциями
типа /£=а8-ь+/*р, t*=cx-d+t*^9 где а, &, с и d — по-
стоянные, величина которых зависит от состава сплава,
условий деформации и нагрева.
СКОРОСТЬ ДЕФОРМАЦИИ 8. Влияние скорости
деформации на процесс рекристаллизации оказывается
резко различным в условиях холодной и горячей дефор-
мации,
При горячей деформации (см. гл. IX) скорость де-
формации оказывает решающее влияние, аналогичное
тому, которое в случае холодной деформации оказывает
на рекристаллизацию степень деформации.
В условиях холодной деформации влияние скорости
деформации является не монотонным. При больших сте-
пенях 8 увеличение скорости деформации вначале уско-
ряет рекристаллизацию, но при переходе к очень высо-
ким скоростям (деформация взрывом), когда деформа-
ция становится более однородной за счет включения
большего числа систем скольжения и механизмов Дефор-
мации, условия для последующей рекристаллизации
становятся менее благоприятными и t* растет.
ТЕМПЕРАТУРА И ДЛИТЕЛЬНОСТЬ НАГРЕВА.
Зарождение и рост центров рекристаллизации являются
термически активируемыми процессами. Для данной
степени деформации зависимость N и G от температуры
описывается уравнениями Аррениуса: А=А/’оехр(—Qn/
jRT)\ G = Goexp(—QgG?T), где Q# и QG — соответствен-
но эффективные энергии активации процессов зарожде-
ния и роста центров.
Эти выражения строго справедливы в тех интервалах ч
температур, в которых значения QN и Qg и соответствую-
щих предэкспонент постоянны.
Однако Qg уменьшается с повышением температуры.
Это приводит к дополнительному увеличению скорости
роста. Поэтому при обычных скоростях нагрева (печной
нагрев) величина зерна, образующаяся к концу первич-
ной рекристаллизации, заметно укрупняется с повыше-
нием температуры отжига. Но эта величина в большей
мере определяется степенью деформации, чем темпера-
турой отжига.
Влияние собственно температуры нагрева на практи-
ке часто вуалируется тем, что нагрев осуществляется от-
носительно медленно. Тогда повышение температуры на-
338
грева влечет за собой увеличение продолжительности
пребывания металла при высокой температуре.
Во многих практических случаях рекристаллизацион-
ный отжиг весьма продолжителен. В итоге к концу отжи-
I а успевает пройти, по крайней мере частично, и собира-
тельная рекристаллизация. Поэтому практически вели-
чина зерна после рекристаллизационных отжигов полу-
чается еще более зависящей от температуры (D тем
больше, чем выше температура отжига).
Следует вместе с тем учитывать, что это справедливо
только в тех случаях, когда материал не испытывает фа-
зовой перекристаллизации. Если же с повышением тем-
пературы наступает фазовая перекристаллизация, то она
вызывает измельчение зерна. Это отчетливо проявляется
па диаграммах рекристаллизации углеродистой стали.
Перекристаллизация а->у сопровождается измельчени-
ем зерна.
Непосредственные наблюдения за ростом зерен по-
казали, что истинная скорость роста в отличие от сред-
ней не постоянна во времени. Рост зерен, как правило,
происходит скачкообразно, причем максимальные значе-
ния скорости (в момент скачка) выше средней скорости
не менее чем на порядок. Причины этого еще не совсем
ясны и вероятнее всего связаны со структурой границ,
действием примесей и канавками термического травле-
ния.
Предварительный возврат при 8>екр влияет иначе,
чем при е^екр. Возврат и полигонизация после закри-
тпческих деформаций несколько увеличивают инкуба-
ционный период то, уменьшают N и мало влияют на G.
Следствием этого является некоторое увеличение D в
результате возврата после е>екр.
СКОРОСТЬ НАГРЕВА. Повышение скорости нагре-
ва способствует ускорению рекристаллизации и умень-
шению величины зерна к концу первичной рекристалли-
зации. Объяснить это можно двумя обстоятельствами.
Во-первых, при скоростном нагреве . (например, ин-
дукционном) возврат не успевает пройти до начала ре-
кристаллизации. В результате рекристаллизация начи-
нается в условиях более высокой концентрации дефектов,
в том числе точечных, что должно облегчить формиро-
вание и рост зародышей рекристаллизации.
Во-вторых, в условиях скоростного нагрева должны
более эффективно влиять на ход процесса точечные де-
339
фекты (вакансии и их комплексы), возникающие на на-
чальных стадиях первичной рекристаллизации за счет
аннигиляции дислокаций. При очень высоких скоростях
нагрева количество точечных дефектов, возникающих в
единицу времени, должно быть существенно больше.
Кроме того, сток их в условиях высоких температур бу-
дет способствовать ускорению дальнейшего переполза-
ния и перераспределения дислокаций и миграции
границ. 1
Экспериментально установлено, что при скоростном
индукционном нагреве усиление зародышеобразования
значительно интенсивнее (в три—пять раз) ускорения
роста зародышей, чем и объясняется измельчение вели-
чины зерна в условиях скоростного (индукционного)
нагрева.
При индукционном нагреве, который обычно приме-
няют без изотермических выдержек, по достижении тем-
пературы нагрева, кроме измельчения зерна, происходит
и существенное повышение температуры начала "рекри-
сталлизации ( /р).
Так, армко-железа после деформации на 60% и
нагрева без изотермических выдержек по достижении
заданной температуры равна 500 °C при печном нагреве;
700 °C при нагреве со скоростью 500 °С/с и 900 °C при
нагреве со скоростью 650 °С/с.
При этом по существу сказывается влияние продол-
жительности пребывания металла в температурной об-
ласти, в которой интенсивно протекают процессы возвра-
та и рекристаллизации.
Такое резкое влияние высокоскоростного нагрева мо-
жет быть эффективно использовано для измельчения
микроструктуры и соответствующего изменения свойств.
Скоростной нагрев особенно благоприятен после ма-
лых и средних степеней деформации, когда деформация
менее однородна по объему изделия и длительность ин-
кубационного периода образования центров рекристал-
лизации (to ) в разных участках заметно отличается.
Это отличие тем больше, чем ниже температура отжига.
В этих условиях при медленном (обычном) нагреве в
участках с минимальным to центры формируются зна-
чительно раньше, чем в других участках с большим to.
Центры с максимальным to или вообще не реализуются,
так как соответствующие области окажутся еще раньше
340
поглощенными растущими центрами с малым т0, или,
если и успеют реализоваться, окажутся много меньшими
по размеру. При высокоскоростном нагреве еще до
оформления центров с малым то металл оказывается на-
детым до такой более высокой температуры, когда раз-
ница в величине то разных участков является незначи-
тельной. В результате при скоростном нагреве реализу-
ется значительно большее число потенциальных центров
и структура оказывается более однородной, чем при мед-
ленном (печном) нагреве. __
ВЕЛИЧИНА ИСХОДНОГО ЗЕРНА Яисх. Величина
/Люх влияет не только на положение 8Кр, но и на ско-
рость (температуру начала) первичной рекристаллиза-
ции при степенях деформации 8>8Кр.
Уменьшение Г)ИСх ускоряет начало первичной рекри-
сталлизации и понижает преимущественно за счет
ускорения зародышеобразования у границ исходных зе-
рен. Этот эффект наиболее отчетливо проявляется при
горячей деформации. Однако если бы причина этого за-
ключалась только в том, что у границ зерен легче фор-
мируются центры рекристаллизации, то t* крупнозерни-
стых и мелкозернистых материалов было бы одинаковым.
Отличалось бы только число центров, формирующихся
ранее других. В действительности наблюдается заметное
снижение t*. Это, по-видимому, связано с тем, что при
измельчении размера исходных зерен благоприятные ус-
ловия для формирования центров рекристаллизации у
их границ создаются при меньших степенях деформации,
чем в крупнозернистом материале. Это хорошо согласу-
ется с данными, приведенными в гл. III, о том, что умень-
шение величины зерна приводит к более интенсивному
упрочнению при деформации за счет ускорения начала
множественного скольжения вблизи границ и тройных
стыков, а также ускорения усложнения дислокационной
структуры.
2. ВЛИЯНИЕ НА РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИЮ
АТОМНОЙ СТРУКТУРЫ СПЛАВА,
ПРИРОДЫ РАСТВОРЕННЫХ ПРИМЕСЕЙ
И ЧАСТИЦ ДИСПЕРСНЫХ ФАЗ *
В связи с тем что рекристаллизация является многоста-
дийным процессом, включающим в себя различные эле-
ментарные механизмы, не представляется возможным
341
выбрать один параметр, с помощью которого можно бы-
ло бы охарактеризовать влияние атомной структуры ве-
щества основы и легирующих добавок на рекристалли-
зацию.
Одним из наиболее стабильных параметров, характе-
ризующих склонность металла (сплава) к рекристалли-
зации, является температура начала рекристаллизации
сильно деформированного металла (сплава) при относи-
тельно длительном (^1 ч) отжиге Этот параметр
можно назвать температурным порогом рекристаллиза-
ции. Под ним следует понимать после сильной дефор-
мации (>50%) и отжига продолжительностью не менее
1 ч. Этот параметр и будет принят в качестве основного
в настоящем пособии при анализе влияния разных фак-
торов (атомной структуры, легирования) на склонность
к рекристаллизации.
Полезная информация может быть получена и из
данных об энергии активации рекристаллизации Qp, вхо-
дящей в выражение (151). Однако при этом следует
учитывать, что на величину Qp оказывает влияние боль-
шое число факторов, и определяемое из эксперимента
значение Qp, как правило, является эффективной энер-
гией активации совокупности элементарных процессов,
протекающих в деформированном сплаве при его нагре-
ве. Трактовка физического смысла величины Qp услож-
няется тем, что наряду с процессами разупрочнения
(перераспределения дислокаций, их частичной анниги-
ляции и т. д.) в сплавах могут совершаться накладываю-
щиеся на них процессы распада пересыщенных твердых
растворов, коагуляции и обратного растворения дисперс-
ных фаз и др. Все эти факторы будут влиять на поведе-
ние дислокаций и формирование центров рекристалли-
зации и соответственно влиять на значение Qp. Поэтому
при анализе влияния легирования на эффективную энер-
гию активации рекристаллизации следует учитывать ха-
рактер процессов, которые могут протекать в том темпе-
ратурном интервале, в котором определялась величина
Qp, и как они могли повлиять на условия рекристалли-
зации.
ТЕМПЕРАТУРНЫЙ УРОВЕНЬ РЕКРИСТАЛЛИ-
ЗАЦИИ ПРОСТЫХ ВЕЩЕСТВ И СОЕДИНЕНИЙ.
А. А. Бочвар первым обратил внимание на то, что между
абсолютной температурой начала рекристаллизации Т”,
342
I. e. температурным порогом рекристаллизации, и абсо-
лютной температурой плавления металлов Тпл есть оп-
ределенная корреляционная связь. Т* составляет опре-
деленную долю Гпл: Тр=6ТПл. Абсолютная величина 6 не
является вместе с тем строгой константой. Как показал
А. А. Бочвар, для технически чистых металлов б=
(0,354-0,40).
Более поздними исследованиями установлено, что
для высоко чистых металлов б значительно меньше и со-
ставляет 0,2—0,3. Кроме степени чистоты, на темпера-
1урный уровень рекристаллизации оказывает влияние
структура деформированного состояния, которая в свою
очередь связана с условиями деформации, типом крис-
таллической структуры (числом действующих систем
скольжения, характером межатомных связей) и энер-
гией дефектов упаковки.
В общем случае при прочих равных условиях умень-
шение числа систем скольжения в поликристаллах при-
водит к менее однородному наклепу, к большему ло-
кальному избытку дислокаций одного знака, а значит к
облегчению рекристаллизации.
Роль энергии дефектов упаковки связана с динами-
ческим возвратом при деформации.
В материалах с высокой энергией дефектов упаковки
понижение температуры деформации должно сильнее
затруднить поперечное скольжение и динамический воз-
врат, чем в металлах с низкой энергией. Соответственно
переход от деформации при комнатной температуре к
более низким температурам должен сильнее изменить
структуру деформированного состояния (увеличить на-
клеп) в металлах первой группы — с большой £д.у и
сильнее снизить в них температуру начала рекристалли-
зации.
У металлов с затрудненным поперечным скольжением
(малой энергией £д.у) снижение температуры деформа-
ции мало снижает t*. Экспериментальные данные, полу-
ченные на алюминии, железе, никеле (большая энергия
Ед.у) и меди (малая £\.y), подтверждают это. Так, алю-
миний технической чистоты, деформированный на 20%,
при комнатной температуре и при 78 К рекристаллизу-
ется соответственно^ при 520 и 390 °C, т. е. снижение t*
составило 130 °C. Железо и никель высокой степени чи-
стоты после деформации на большие степени при тех же
343
двух температурах рекристаллизуются при 450 и 20 °C,
при 325 и 20 °C, т. е. снижение составило 430 и 305 °C.
Однако в меди, деформированной на 20%, при таких
же условиях снижение /£ составило лишь 35 °C (450 и
415°С).
Хрупкие металлы и соединения независимо от при-
чин, вызвавших эту хрупкость (пограничные выделения
избыточных фаз в ряде таких металлов, как хром, мо-
либден, вольфрам, тантал и др. или наличие значитель-
ной составляющей ковалентной связи — фазы внедре-
ния— полупроводниковые вещества), характеризуются
значительно более высоким уровнем даже если они
обладают относительно высокой чистотой; Т” составля-
ет в этом случае 0,5—0,6 Тпл и выше.
Так, для хрома, тантала и вольфрама Г”/Тпл состав-
ляет 0,5 и 0,45, для карбидов ТаС, WC и их твердых рас-
творов 0,55—0,6.
Причина этого заключается в том, что наклеп таких
материалов даже на высокие степени (поверхностная
обдирка, размол и т. п.) сопровождается фактически дис-
пергированием структуры. Плотность дислокаций в объе-
ме зерен (субзерен) изменяется при этом незначительно.
Поэтому основной движущей силой рекристаллизации
после деформации таких материалов является только
стремление к минимуму зернограничной энергии. Вклад
объемной энергии в первичную рекристаллизацию фак-
тически отсутствует.
Известную роль могут играть и барьеры Пайерлса—
Набарро. Чем они выше, тем труднее перераспределе-
ние дислокаций скольжением и, следовательно, труднее ,
формирование центров рекристаллизации.
ТЕМПЕРАТУРНЫЙ УРОВЕНЬ РЕКРИСТАЛЛИ-
ЗАЦИИ ОДНОФАЗНЫХ СПЛАВОВ. Более высокий
температурный уровень рекристаллизации технически
чистых металлов по сравнению с металлами высокой
чистоты связан с ролью малых добавок. Малые раство-
римые добавки (сотые и десятые, а иногда и тысячные
доли атомных процентов) почти всегда повышают тем-
пературный порог рекристаллизации. При этом чем чи-
ще исходный металл, тем сильнее повышающее влияние
малых растворимых добавок.
Атомы добавки взаимодействуют с дислокациями и
вакансиями, уменьшают упругую энергию, дислокаций и
344
их подвижность и тем самым затрудняют формирование
центров рекристаллизации. Эффект влияния малых доба-
вок тем больше, чем больше разность атомных радиусов
металла основы и примеси, чем меньше растворимость
добавки и чище исходный металл. При благоприятных
условиях повышение t* при введении 0,01—0,1% (ат.),
добавки может составлять сотни градусов.
Рис. 191. Зависимость /н двойных сплавов на основе никеля от кон-
Р
центрации второго компонента (е=50 %):
а — сплавы с малой концентрацией; б — сплавы с большой концентра-
цией
Зависимости, приведенные на рис. 191, иллюстриру-
ют эти закономерности на примере твердых растворов
на основе никеля.
При дальнейшем увеличении концентрации раство-
ренной примеси околодислокационные участки насыща-
ются и разность в концентрации примеси в этих участ-
ках и в объеме кристаллитов начинает уменьшаться.
В результате перераспределение дислокаций и формиро-
вание центров рекристаллизации требуют меньшей энер-
гии и дальнейшее повышение становится более поло-
гим, а в некоторых системах даже сменяется понижением
по сравнению со сплавами меньшей концентрации.
В этом случае на кривой зависимости t* от количества
растворенной примеси появляется максимум в области
малых концентраций.
22—790
345
Такие максимумы отчетливо выявляются при раство-
рении в никеле вольфрама, железа, титана (см, рис. 191)
и приходятся соответственно на концентрацию 0,1; 0,2 и
0,3%.
Влияние примесей на твердого раствора при кон-
центрациях, больших, чем соответствующие максимуму,
определяется двумя факторами. Во-первых, тем, как
примесь, растворенная в объеме кристаллитов, влияет на
структуру деформированного состояния, и, во-вторых,
тем, как она изменяет прочность межатомных связей и
соответственно диффузионную подвижность в недефор-
мированном состоянии.
Влияние на структуру проявляется через изменение
энергии дефектов упаковки. Примеси, которые снижают
эту энергию и тем затрудняют поперечное скольжение
(динамический возврат), понижают и значение В та-
ком же направлении влияет и понижение примесями сил
межатомных связей. Повышение прочности связей повы-
шает t”.
Влияние примесей на энергию Ел,7 и структуру де-
формированного состояния проявляется, видимо, при
меньших концентрациях, чем влияние на изменение проч-
ности атомных связей.
Таким образом, если примесь уменьшает Ел,7 и силы
межатомных связей, то за первым максимумом Z® сле.
дует монотонный спад в функции концентрации при-
меси. Если примесь понижает £д.у, но’ повышает проч-
ность связей, то за спадом после первого максимума
начнется новый подъем Наконец, если влияние на
Ед.у незначительно, максимума на кривой t”=f(С%) в'
области малых концентраций вообще не будет, но подъем
станет более пологим.
Так ведут себя в никеле добавки молибдена, хрома
и алюминия (см. рис. 191).
В области больших концентраций твердого раство-
ра однофазных сплавов слабо зависит от состава. Из-
менение концентрации примеси на 1% изменяет всего
на несколько градусов, причем tp может изменяться и в
сторону повышения (если прочность связей растет), и в
сторону понижения (если связи ослабевают).
В итоге в однофазных сплавах не удается получить
346
Рис. 192. Зависимость tp спла-
вов на основе никеля от степени
деформации:
1, 2 — стареющие сплавы
Ni-Cr—Al—Ti—Со и Ni—Сг—А1—
Ti; 3—5 — однофазные сплавы
Ni-Сг, Ni-Cr-W, Ni—Cr—Со
соответственно
значение Тр/Тпл выше 0,55—0,60, как бы сложно ни был
легирован сплав.
Более высокий относительный температурный порог
рекристаллизации может быть достигнут только в пере-
сыщенных твердых растворах.
ТЕМПЕРАТУРНЫЙ УРОВЕНЬ рекристалли-
зации ПЕРЕСЫЩЕННЫХ ТВЕРДЫХ РАСТВО-
РОВ. На рис. 191, а также рис. 192 и 193 приведены тем-
пературы начала рекристаллизации (/£) и отношения
Тр/Тпл Для некоторых стареющих сплавов и однофазных
сплавов, близких по составу к предельной растворимо-
сти. Они показывают, что прирост t* при переходе от
однофазных сплавов к стареющим носит резкий харак-
тер и достигает 200—300° С. Отношение Ер/Тпл Для ста-
реющих сплавов, как правило,
больше 0,60, а в отдельных
случаях доходит до 0,75—0,80.
Наиболее высоким относитель-
ным уровнем рекристаллиза-
ции обладают сплавы, в кото-
рых из пересыщенного твердо-
го раствора при нагреве после
деформации (или в процессе
горячей деформации, см. гл.
IX) выделяется новая фаза,
изоморфная матрице (сплавы
типа' нимоник) и потому спо-
собная когерентно сопрягать-
ся с матрицей, а также спла-
вы, для которых переход из
двухфазной области в одно-
фазную расположен очень
близко к температуре плавле-
ния.
Еще одной характерной особенностью пересыщен-
ных твердых растворов, в которых нагрев после дефор-
мации сопровождается распадом или предраспадными
процессами, является то, что их I" зависит от степени
деформации значительно слабее, чем однофазных спла-
вов (см. рис. 192). Поэтому более высокая t* стареющих
сплавов особенно заметна после больших степеней де-
формации.
22*
347
Такое резкое повышение температурного порогй ре-
кристаллизации в стареющих сплавах связано с тем, что
при нагреве деформированных пересыщенных твердых
растворов, а частично и в процессе самой деформации в
Рис. 193. Диаграммы рекристаллизации I рода:
а— алюминий (99,6 %); б — железо электролитическое; в — титан технической
нитная сталь Х18Н14М2Б1, содержащая карбиды NbC и интерметаллиды
348
пих происходит распад (старение), который задерживает
(формирование центров рекристаллизации и (или) их
рост. Распад твердого раствора и связанный с ним фа^
новый наклеп изменяют условия перераспределения дис-
локаций и миграции субграниц.
ТЕМПЕРАТУРНЫЙ уровень РЕКРИСТАЛЛИЗА-
ЦИИ ГЕТЕРОФАЗНЫХ СПЛАВОВ. Большинство про-
мышленных сплавов является сплавами гетерофазными.
Чаще всего они представляют пластичную поликристал-
лическую матрицу, содержащую вкрапления твердых
дисперсных частиц. Такими сплавами являются все уг-
леродистые и легированные стали, алюминиевые сплавы,
жаропрочные никелевые и железные сплавы, композит-
ные сплавы металл — тугоплавная дисперсная фаза.
•чистоты; г — ниобий; д — аустенитная сталь Х18Н14М2; е —аусте-
Fe3Nb2, растворяющиеся при температуре выше 1150 °C
349
Пересыщенные твердые растворы в состоянии распа-
да тоже представляют собой гетерофазные сплавы. Поз-
же будут рассмотрены такие гетерофазные сплавы, в ко-
торых вторая фаза не растворяется в процессе термичес-
кой обработки и присутствует практически в сплаве до
деформации.
Влияние частиц других фаз неоднозначно. В одних
случаях они ускоряют рекристаллизацию матрицы, в
других, наоборот, замедляют ее. Интересны в этом смыс-
ле данные о рекристаллизации феррита в углеродистой
стали. В избыточном феррите центры первичной рекри-
сталлизации формируются у границ перлитных колоний
и с большей скоростью, чем в безуглеродцстом феррите,
тогда как феррит перлитных колоний не рекристалли-
зуется вплоть до весьма высоких температур, при
которых начинается сфероидизация цементитных пла-
стин.
По особому проявляется влияние больших концент-
раций высокодисперсных частиц. При этом ослабляется
степень текстурованности матрицы при деформации, рез-
ко повышается устойчивость против рекристаллизации
(разупрочнения).
Чтобы понять эти результаты и обоснованно пред-
сказывать возможное влияние дисперсных частиц на
рекристаллизацию матрицы, необходимо проанализиро-
вать, на какие основные факторы, определяющие склон-
ность к рекристаллизации, может повлиять присутствие
в матрице до деформации частиц дисперсных фаз.
Частицы могут изменить характер дислокационной
структуры и текстуры, формирующихся при деформации.
Это изменение различно в зависимости от размера час-
тиц и занимаемого ими объема (среднего межчастичного
расстояния).
В случае, когда размер частиц составляет несколько
десятых микрона и более, а расстояние между частичка-
ми достаточно велико — больше размера частиц (что
соответствует нескольким объемным процентам), то пре-
валирующую роль играет то, что частицы служат барье-
рами для дислокаций, движущихся в матрице под влия-
нием деформирующих сил. Это’. приводит к локальному
скоплению дислокаций в микрообъемах матрицы, приле-
гающих к частицам, к увеличению локальных изгибов
решетки в этих объемах. При нагреве эти участки ста-
новятся местами предпочтительного образования заро-
350
дышей рекристаллизации. Характерный случай такого
рода показан на рис. 181, в. Группа центров рекристал-
лизации в трансформаторной стали сформировалась у
неметаллического включения.
Если же частицы дисперсной фазы имеют размеры и
межчастичные расстояния меньше указанных (объемная
доля соответственно больше), то дислокационная струк-
тура приобретает совсем иной характер.
В сплавах, содержащих такие дисперсные частицы,
плотность дислокаций, уже при малых степенях деформа-
ции (е«5%) оказывается значительно большей, чем в
соответствующих чистых металлах, но распределены
дислокации по всей матрице более однородно и хаотично.
Признаки ячеистой структуры появляются при степенях
деформации, значительно больших, чем в чистых метал-
лах.
Наличие дисперсных окисных частиц оказывает су-
щественное влияние и на текстуру. Последняя оказыва-
ется менее выраженной и многокомпонентной.
Предполагается, что в этом случае в сплавах имеет-
ся большое число внутренних источников дислокаций,
которыми, видимо, и являются сами частицы. Вокруг
частиц всегда существует поле упругих напряжений,
связанное с разным удельным объемом и разными коэф-
фициентами термического расширения частиц и матри-
цы (фазовый наклеп).
Наложение внешних напряжений на эти внутренние
поля может вызвать повышение плотности дислокаций и
активацию скольжения во многих системах уже при ма-
лых степенях деформации. Это и должно привести к ме-
нее четко выраженной текстуре и к более однородному
распределению дислокаций.
Но более однородное распределение дислокаций и
меньшие углы разориентировки между ячейками озна-
чают меньший избыток дислокаций одного знака. Чтобы
в этих условиях субграницы превратились в большеуг-
ловые, а субзерна — в центры рекристаллизации, суб-
границы должны пройти значительно большее расстоя-
ние, чем в материале с менее однородным распределени-
ем дислокаций. Тем самым и замедляется рекристалли-
зация.
Кроме того, частицы могут изменять условия пере-
распределения дислокаций при нагреве и миграции гра-
ниц за счет барьерного механизма, т. е. изменять уело*
351
(154)
вия формирования и роста центров рекристаллизации и
зерен.
Когда размер частиц находится в пределах 0,05—
0,3 мкм и выше, а расстояние между ними 0,1 —1,0 мкм
и более, влияние частиц на характер дислокационной
структуры, формирующейся при деформации, перестает
играть определяющую роль. ’ Решающим становится их
влияние на перераспределение дислокаций при нагреве
и миграцию границ.
Влияние на перераспределение дислокаций аналогич-
но разобранному выше для стареющих сплавов. Влияние
на миграцию границ таково: Зинер и Смит показали, что
сила, торможения миграции границ дисперсными части-
цами равна
Р ~ Е
^ТОрМ ~ д ^гр>
где f — объемная доля частиц; d — диаметр частиц;
£гр — зернограничная энергия.
Отсюда следует, что торможение тем эффективнее,
чем больше объемная доля частиц, чем они мельче и чем
больше энергия границ.
Однако из выражения У=Л4(РДВ—Рторм) (см. гл. VII)
следует, что эффективность влияния частиц тем больше,
чем меньше движущая сила процесса, поскольку мигра-
ция границы возможна только в случае Рдв—РТорм-
Это значит, что для того чтобы затормозить рост за-
родышей первичной рекристаллизации, стимулируемой
разной плотностью дефектов, в центре рекристаллизации
и деформированной матрице объемная доля нераство-
ренных частиц должна быть больше, а размеры частиц
меньше, чем для торможения миграции границ на стадий
собирательной рекристаллизации, стимулируемой только
стремлением системы к уменьшению энергии границ.
Например, на основании зависимости (154) 1% час-
тиц диаметром 0,5 мкм создает на границе зерен с энер-
гией 5-Ю-5 Дж-см~2 тормозящую силу, равную
1,0 Н-см”1. Такое количество частиц не может задержать
рост зародышей первичной рекристаллизации, движущая
сила которой превышает 102 Н-см-1, но затормозит со-
бирательную рекристаллизацию начиная с размера зе-
рен 10 мкм и больше (см. гл. VII).
В процессе собирательной рекристаллизации по мере
увеличения размера зерна влияние дисперсных частиц
352
становится все более сильным, что в результате приводит
к прекращению роста зерен. По Зинеру, максимальный
размер зерен матрицы £>тах, который может быть достиг-
нут при наличии в ней дисперсных частиц со_ средним
размером d и объемной долей [, равен Dmax=d/f. Пара-
метры d и f могут быть заменены одним обобщающим
параметром — расстоянием между частицами %. Значе-
ния этих параметров связаны между собой так: Х==
=й/2(4л/3/)1/3. Для торможения роста зерна не требу-
ется, таким образом, чтобы частицы залегали сплошным
барьером. Достаточно, чтобы расстояние между ними
было порядка 50—100 межатомных.
Таким образом, регулируя число и дисперсность час-
тиц других фаз, можно регулировать температурный уро-
вень рекристаллизации и предельный размер
зерна.
Частицы могут также вуалировать истинное начало
рекристаллизации и разупрочнения за счет дробления
самих частиц при пластической деформации.
При анализе влияния дисперсных фаз необходимо
учитывать, что при больших степенях деформации про-
исходит дробление самих дисперсных фаз. Тем самым
при сохранении их объемной доли уменьшается размер
частиц d и влияние их на миграцию границ становится
более эффективным, чем до деформации.
Чем крупнее исходный размер частиц и чем менее
овальна их форма, тем сильнее дробление.
Следствием этого является ряд важных особенностей.
Так, упрочнение при деформации стали оказывается тем
большим, чем больше карбидов в исходном состоянии.
В техническом железе при деформации на 80% твер-
дость повысилась на HV 100, в стали СтЗ на HV 120, в
стали ШХ15на HV 150.
При одинаковом составе сталь с пластинчатым це-
ментитом упрочняется сильнее, чем с глобулярным це-
ментитом.
Своеобразно изменяется твердость стали, богатой
карбидами, и при нагреве. В стали ШХ15 вплоть до за-
вершения первичной рекристаллизации твердость тем
больше, чем сильнее была предшествующая деформа-
ция. Различие в твердости существенно и достигает при-
мерно HV 40. Это различие может быть объяснено из-
мельчением карбидных частиц и как следствие этого из-
мельчением рекристаллизованных зерен феррита.
353
Описанный эффект необходимо учитывать при разра-
ботке технологии промежуточных разупрочняющих от-
жигов стали с разным количеством карбидов.
3. ДИАГРАММЫ РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИИ I РОДА
Средний размер зерна, степень разнозернистости и структура отно-
сятся к важнейшим характеристикам материала. В ряде случаев
некоторые из этих параметров структуры наряду с химическим со-
ставом ограничиваются ГОСТами и техническими условиями.
Размер зерна и характер структуры существенно важны для
оптимизации режимов промежуточных технологических операций.
Наиболее удобной и общепринятой формой изображения зави-
симости характера микроструктуры рекристаллизованного материа-
ла от условий деформации и нагрева являются так называемые диа-
граммы рекристаллизации.
Диаграммы рекристаллизации холоднодеформированного ма-
териала называют диаграммами I рода. Структура рекристаллизо-
ванного материала после горячей деформации изображается с по-
мощью диаграмм рекристаллизации II и III рода, которые рассмот-
рены в следующей главе.
Диаграммы I рода обычно представляют собой трехмерные диа-
граммы, на которых изображается зависимость средней величины
зерна D (вертикальная ось) от степени деформации е (горизонталь-
ная ось, лежащая в плоскости рисунка) и температуры отжига /, °C
(ось, нормальная к плоскости рисунка).
Несколько таких типичных диаграмм рекристаллизации I рода
приведено на рис. 193.
По мере повышения требований, предъявляемых к свойствам и
соответственно к структуре металлов и сплавов, все больше ощуща-
ется ограниченность информации, которую дают такие обычные диа-
граммы, на которых приводятся только данные о среднем размере
зерна D.
Если основная масса зерен соответствует № 8, но наряду с этим
в структуре имеется несколько очень крупных зерен, то на обычной
диаграмме рекристаллизации зерна будут оценены № 2 или № 3,
что не отражает истинного структурного состояния.
В этой связи последнее время рядом авторов предложено на-
носить на линиях диаграмм рекристаллизации специальные значки,
характеризующие тип структуры (разнозернистость, текстурован-
ность, наличие двойников и т. д.). Примеры таких диаграмм приве-
дены в гл. IX.
Для характеристики разнозернистых структур на диаграммах
рекристаллизации I рода может быть использован и такой способ,
когда разнозернистую структуру характеризуют двумя величина-
ми: средним размером зерна мелкозернистой матрицы и средним
размером крупных зерен. Соответственно на участках диаграммы
рекристаллизации с разнозернистой структурой наносят не одну, а
две экспериментальные линии. Чтобы условия деформации и нагре-
ва, вызывающие появление разнозернистости, были отчетливее вид-
ны, рекомендуется области диаграммы, заключенные между двумя
линиями (соответствующие разнозернистой структуре), заштрихо-
вывать, как это показано на рис. 193.
354
Такой способ изображения диаграмм рекристаллизации имеет
к то преимущество, что он четче выявляет второй максимум вели-
чины зерна.
К недостаткам обычных диаграмм рекристаллизации следует
отнести и то, что при этом не всегда используется истинная дефор-
мация. Часто при построении диаграмм рекристаллизации исполь-
зуют образцы в виде плоских заготовок или цилиндров. После про-
катки (осадки) и термической обработки величина зерна определя-
ется в среднем по высоте сечения образца (в месте пересечения
диагоналей). Относительное обжатие определяют по формуле 8 =
= h0 — 100%, а истинную деформацию 8=ln(/ii//i0), где h0 и
/и — исходная и конечная высота заготовки. Следует учитывать, что
при больших деформациях значения истинной деформаций и отно-
сительного обжатия существенно различаются, а при малых степенях
деформации (меньше 10%) эти значения практически совпадают.
Однако деформация по высоте образца из-за действия сил тре-
ния между образцом и инструментом распределяется неравномерно.
Она минимальна на торцовых поверхностях и максимальна в сред-
нем сечении. Неравномерность деформации особенно важна при
малых деформациях, а также при больших скоростях осадки. Вслед-
ствие такой неравномерности разница между локальной в центре
образца и средней деформациями может достигать двух раз, тем-
пература начала рекристаллизации в разных сечениях может от-
личаться на 100 и даже более градусов. И. М. Павлов предложил
строить так называемые «истинные» диаграммы рекристаллизации,
определяя истинную деформацию по методу винтов. В цилиндричес-
кий образец вдоль оси ввинчивают винт, изготовленный из того же
материала, что и образец. После деформации образец разрезают
вдоль направления осадки и по изменению шага винта в различных
точках по высоте осажденного образца определяют истинное отно-
сительное обжатие
so —‘ S * * ВK
ви — >
So
где So и sK — шаг винта до и после осадки соответственно, а лучше
истинную- локальную деформацию 8л = 1п$0/$к. В тех же участках
шлифа определяют и средний размер зерна после отжига. По этим
данным и строят истинную диаграмму рекристаллизации.
В тех случаях, когда небольшие колебания в величине зерна
несущественны, а условий для образования разнозернистости в
сплаве нет, можно ограничиться менее трудоемким обычным спосо-
бом.
Весьма экономичным и быстрым способом построения «истин-
ных» диаграмм рекристаллизации является способ конусных образ-
цов, деформируемых растяжением. На такой образец наносят мет-
ки. Об истинной деформации в данном участке образца судят по
относительному увеличению расстояния между соседними метками.
При деформации получают набор степеней деформации — от
близкой к нулю у основания конуса до максимальной у тонкой шей-
ки образца (или у места разрыва). Градиент степеней деформации
по длине образца и максимальную его деформацию можно варьи-
ровать, меняя угол наклона у основания конуса. Когда целесообраз-
но растянуть область малых деформаций, то следует увеличивать
угол наклона.
355
На одном конусном образце, деформированном и затем отож-
женном при одной температуре, можно сразу получить один изотер-
мический разрез диаграммы рекристаллизации. Для построения
всей диаграммы может потребоваться не более 10—15 образцов.
Метод, кроме того, очень нагляден, особенно в тех случаях, когда
в определяемых интервалах деформации и температуры возникает
крупнозернистая или разнозернистая структура. Она обычно хорошо
выявляется макротравлением, как это показано на рис. 187.
Недостатком метода конусных образцов является, с одной сто-
роны, то, что он не пригоден для малопластичных материалов, в
которых разрушение наступает уже после очень небольших степе-
ней пластической деформации. Кроме того, следует иметь в виду, что
Рис. 194. Диаграммы рекристаллизации I рода хромовой бронзы для
разных исходных состояний:
а — закалка с 1020 °С+500 °C, 20 ч; б — закалка с 700 °C
закономерности, полученные на образцах, деформированный растя-
жением, не могут быть полностью перенесены на случай деформа-
ции по иной схеме.
К общим недостаткам обычных диаграмм рекристаллизации от-
носится еще то, что на них приведен размер зерна для разных сте-
пеней деформации и температур отжига, но при одинаковой про-
должительности отжига и скорости охлаждения, т. е. по существу
для разных стадий рекристаллизации. Тогда как после малых де-
формаций за данное время отжига только завершается первичная
рекристаллизация, после больших степеней деформации уже насту-
пит какая-то стадия далеко зашедшей собирательной или вторичной
рекристаллизации. В некоторых важных случаях необходимо знать
размер зерна к концу первичной рекристаллизации или на разных,
но определенных стадиях последующей рекристаллизации и режим,
обеспечивающий фиксирование данного состояния.
Построение диаграмм, на которых была бы нанесена величина
зерна к концу первичной или на определенных стадиях последую-
356
щей рекристаллизации, было бы, несомненно, весьма полезным. Их
можно было бы эффективно использовать для установления тех-
нологических режимов, обеспечивающих получение заданной струк-
туры. К сожалению, построение таких диаграмм очень трудоемко,
что, видимо, и является причиной того, что они отсутствуют.
В литературе опубликовано большое количество диаграмм ре-
кристаллизации для наиболее широко используемых металлов и
сплавов. Для некоторых важных сплавов и сталей, в основном кон-
струкционного назначения, построено по несколько диаграмм для
разных условий деформации и нагрева, разного исходного, струк-
турного и фазового состояния и т. д. Связано это с тем, что указан-
ные факторы существенно влияют на характер структуры после ре-
кристаллизации и потому при построении диаграмм рекристаллизации
все факторы (кроме степени деформации и температуры отжига),
влияющие на величину зерна, должны во всех образцах, по кото-
рым строится диаграмма, сохраняться постоянными и сведения о них
должны быть приложены к диаграмме. К этим сведениям относятся
химический состав и фазовое состояние сплава, для высоко чистых
металлов — степень чистоты и содержание примесей, исходная вели-
чина зерна и текстура, схема и скорость деформации скорость на-
грева и охлаждения, продолжительность изотермической выдерж-
ки и т. д.
В качестве примера, иллюстрирующего значение этих факторов,
приведем диаграммы рекристаллизации (рис. 194) для хромовой
бронзы (Cu+0,5%/Cr), построенные для двух разных исходных со-
стояний, отличавшихся величиной зерна и текстурой.
Исходное состояние I было получено закалкой с 1200° С с по-
следующим старением (500° С, 20 ч). Средний диаметр зерна со-
ставил D=0,7 мм размер частиц хрома 3Ст =50 нм, текстура —
т рехкомпонентная.
Исходное состояние II было получено закалкой_с 700° С. Соот-
ветствующие параметры были равны: D=0,02 мм, dCr =2-^-4 мкм;
текстура — однокомпонентная (кубическая).
Образцы далее были прокатаны в холодном состоянии на 20, 40,
60 и 80% и для построения диаграмм рекристаллизации отожжены
при 800, 900, 1000 и 1040° С. Различие в характере диаграмм для
двух указанных разных исходных состояний (см. рис. 194) очень
большое.
Рекристаллизация при 800 и 900° С после средних степеней
деформации измельчает зерно в сплаве с исходным состоянием I и
практически не измельчает сплавы с исходным состоянием II. Пос-
ле нагрева при 1000° С зависимость обратная.
После нагрева при 1040° С в образцах состояния II, деформи-
рованных на 80%, возникает резко выраженный максимум величины
зерна, обусловленный вторичной рекристаллизацией в матрице с ку-
бической текстурой. В образцах состояния I такого максимума не
наблюдается.
Этот пример свидетельствует о том, что при аналйзе диаграмм
рекристаллизации того или иного металла (сплава) необходимо
знать исходное (перед последней деформацией) состояние мате-
риала.
Значительная часть диаграмм, построенных до 1950 г., собрана
в справочнике И. Л. Рогельберга и Е. С. Шпиченецкого. Среди
позднее построенных диаграмм следует отметить диаграммы рек-
357
ристаллизации для тугоплавких и редких металлов (Е. М. Савиц-
кий и др.), для жаропрочных сплавов на основе никеля и железа
(Н. И. Корнеев и др.).
Приведенные и аналогичные им диаграммы при всех их отме-
ченных недостатках широко используют при выборе технологических
режимов обработки давлением, а также промежуточных и оконча-
тельных операций отжига.
На диаграммах можно проследить закономерности изменения
величины рекристаллизованного зерна в зависимости:
Рис. 195. Диаграмма рекри-
сталлизации технического
железа для скоростного ин-
дукционного нагрева (и —
= 50 °С~1)
Рис. 196. Текстурная диаграмма структур-
ных состояний для прецизионных магнит-
ных сплавов с г. ц. к. решеткой после хо-
лодной деформации и нагрева:
1 — структура первичной (п),и собиратель-
ной (с) рекристаллизации без ярко выра-
женной текстуры; II — структура первич-
ной рекристаллизации с кубической тек-
стурой; III — структура вторичной рекри-
сталлизации со слабовыраженной тексту-
рой
а) от степени деформации & при постоянной температуре отжи-
га t; б) от температуры отжига t при постоянной степени деформа-
ции е.
Как следует из приведенных диаграмм, зависимость величины
зерна после рекристаллизации от степени предшествовавшей дефор-
мации не является монотонной, а изображается кривыми с одним,
двумя и даже тремя максимумами. Причины и механизм возникно-
вения первых двух максимумов величины зерна были рассмотрены
ранее. Что касается третьего максимума, расположенного в области
высоких степеней деформации, то эн пока установлен на небольшом
числе систем.
Условием его образования является наличие до отжига четкой
текстуры деформации. По-видимому, это должна быть к тому же
монотекстура, однако этот вопрос не изучен. В условиях такой тек-
стуры некоторые из зародышей рекристаллизации, имеющие ориен-
тировку, отличную от ориентировки матрицы и благоприятную для
роста за счет текстурованной матрицы (см. гл. X), будут расти зна-
чительно интенсивнее, чем иначе ориентированные зародыши, что и
приведет к образованию крупнозернистой структуры.
358
Зависимость D от температуры отжига при данной степени де-
формации более проста. Если сплав (металл) не испытывает по-
лиморфных превращений, то повышение температуры отжига выше
/р и приводит к монотонному увеличению размера зерна. Поли-
морфное превращение, как правило, измельчает зерно, поэтому на-
ipcB на температуру ниже и выше точки превращения сопровожда-
с 1ся образованием более крупного зерна, чем нагрев на температуру
чуть выше температуры превращения.
В присутствии дисперсных фаз рекристаллизованные зерна сох-
раняются мелкими вплоть до температуры начала растворения этих
фаз. При нагреве на эти температуры размер зерна, как правило,,
скачкообразно увеличивается для всех степеней деформации, но осо-
бенно сильно при определенных степенях деформации, соответству-
ющих первому и второму максимуму.
Скачкообразное увеличение размера зерна начиная с опреде-
ленной температуры отжига — характерное явление, сопровождаю-
щее растворение дисперсных фаз, и может само по себе служить
веским подтверждением такого растворения.
Особый характер носят диаграммы рекристаллизации для ско-
ростного (индукционного, электроконтактного) нагрева без изотер-
мических выдержек при температуре нагрева (рис. 195). Широкое
внедрение в промышленную практику скоростных нагревов делает
актуальным построение таких диаграмм.
Особенностью диаграмм рекристаллизации для скоростного
нагрева является то, что в этом случае размер зерна значительно
слабее зависит от степени деформации, чем при нагреве с обычными
скоростями. Процессы вторичной рекристаллизации, ответственные
ча максимумы величины зерна, не успевают при этом’ развиться.
Множество характеристик материала, определяемых процессом
рекристаллизации, и тот факт, что отразить все эти характеристики
на обычных диаграммах крайне трудно, привели к появлению спе-
циальных диаграмм рекристаллизации, отражающих те или иные
частные характеристики материала.
В. И. Иверонова и Г. С. Жданов предложили строить диаграм-
мы, дающие представление о температурно-временном интервале
протекания процесса. На этих диаграммах нанесены время начала
(т р) и конца (Тр ) первичной рекристаллизации в зависимости от
температуры отжига и степени предварительной деформации. Такие
диаграммы могут быть названы кинетическими диаграммами рек-
ристаллизации.
Б. В. Молотилов и др. предложили строить специальные тек-
стурные диаграммы рекристаллизации для сплавов, свойства кото-
рых существенно зависят от текстуры. Эти диаграммы представляют
собой как бы проекцию диаграмм рекристаллизации I рода на
плоскость степень деформации—температура отжига, на которую
нанесены области с характерными типами структуры и текстуры.
Схематический пример такой диаграммы для сплавов с г. ц. к. ре-
шеткой показан на рис. 196.
РЕКОМЕНДАТЕЛЬНЫЙ БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК
Горелик С. С. Рекристаллизация металлов и сплавов. М., «/Ме-
таллургия», 1978. 577 с. с ил.
359
Засимчук, Е. Э. Полигонизация, рекристаллизация и термическая
стабильность свойств материалов. Киев, «Наукова думка», 1976.
-228 с.
Рогельберг И. А., Шпиченецкий Е. С. Диаграммы рекристалли-
зации металлов и сплавов. Справочник. М., Металлургиздат, 1950.
.280 с. с ил.
ГЛАВА IX
РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИЯ
ПРИ ГОРЯЧЕЙ ДЕФОРМАЦИИ
(ДИНАМИЧЕСКАЯ РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИЯ)
1. ОСОБЕННОСТИ МЕХАНИЗМА РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИИ
В ЗАВИСИМОСТИ ОТ УСЛОВИЙ ГОРЯЧЕЙ ДЕФОРМАЦИИ
И ОХЛАЖДЕНИЯ
Горячая деформация включает обработку давлением в
широком диапазоне температур и скоростей деформа-
ции— от медленной сверхпластической (см. гл. XVI) до
высокоскоростных современных процессов прокатки,
прессования, штамповки, экструзии и т. д.
Основное отличие от холодной деформации заключа-
ется в том, что деформация осуществляется в условиях,
облегчающих движение дислокаций, особенно попереч-
ным скольжением и диффузионным переползанием.
В результате непосредственно в процессе горячей де-
формации в металле параллельно совершаются два кон-
курирующих процесса — упрочнение и разупрочнение.
Упрочнение вызывается увеличением плотности дис-
локаций под влиянием внешних сил, а также взаимодей-
ствием дислокаций между собой. При горячей деформа-
ции пересыщенных твердых растворов к этому добавля-
ется упрочнение за счет распада и взаимодействия дис-
локаций с выделениями.
Процессы разупрочнения заключаются в уменьшении
плотности дислокаций, а также их перераспределении с
образованием энергетически более стабильных конфигу-
раций.
При соответствующих условиях (температура, сте-
пень и скорость деформации) в процессе горячей дефор-
мации в отличие от холодной становятся возможными
процессы перераспределения дислокаций с участием
360
диффузионного переползания, образования зародышей
рекристаллизации и их роста миграцией своих больше-
угловых границ. По аналогии с динамическим возвра-
том такой процесс часто называют динамической рекри-
с галлизацией.
Как и термин динамический возврат, принятый для
обозначения частичного разупрочнения при деформации,
вызванного поперечным скольжением винтовых дисло-
каций, термин динамическая рекристаллизация характе-
ризует тот факт, что процесс совершается непосредствен-
но в ходе деформации.
Изучение механизма и особенностей этого процесса
связано с рядом особенностей и дополнительных труд-
ностей по сравнению с рекристаллизацией после холод-
ной деформации.
Процессы упрочнения и разупрочнения совершаются
во времени, скорость их протекания существенно и по-
разному зависит от многих факторов: температуры, сте-
пени и скорости деформации, скорости охлаждения,
шергии дефектов упаковки, исходного структурного со-
< гояния и фазового состава и т. д. Поскольку упрочнение
и разупрочнение к тому же протекают параллельно, то
степень реализации каждого из этих процессов и соот-
ветственно вклад в результирующую структуру сложно
швисят от перечисленных выше факторов. Образующая-
ся при динамической рекристаллизации структура го-
раздо чувствительнее к небольшим изменениям этих
факторов, чем структура рекристаллизации после холод-
ной деформации.
Кроме того, при горячей деформации нелегко бывает
отличить исходные зерна от рекристаллизованных, по-
скольку в условиях параллельно идущих процессов де-
формации и рекристаллизации новые рекристаллизован-
ные зерна, возникшие в ходе деформации, могут далее
оказаться вновь деформированными.
В случае горячей деформации не всегда удается от-
личить структурные изменения, происшедшие непосред-
ственно во время деформации, от изменений, происшед-
ших в процессе охлаждения образца после деформации.
Это необходимо учитывать, поскольку при горячей де-
формации со скоростями, обычно применяемыми на
практике, достаточно пребывания материала по завер-
шении деформации в течение долей секунды при высо-
кой температуре, чтобы в нем произошли существенные
23 790
361
Рис. 197. Напряжение течения мо-
нокристаллов алюминия, золота
меди и серебра в функции гомоло-
гических температур (Мекинг и
Кирх)
структурные изменения (по сравнению с состоянием сра-
зу после деформации).
Во многих практически применяемых сталях и спла-
вах горячая деформация и последующее охлаждение со-
провождаются выделениями из твердого раствора, кото-
рые дополнительно усложняют протекание рекристалли-
зации и ее изучение.
Подтверждением прошедшей динамической рекри-
сталлизации может служить наличие следов деформации
внутри равноосных зерен
(вытянутые субзерна, иска-
женные двойники отжига,
повышенная плотность дис-
локаций). Такая субструк-
тура 'создается в новых зер-
нах, сформировавшихся при
рекристаллизации на ран-
них стадиях деформации
при их дальнейшей дефор-
мации.
Какой из механизмов —
полигонизация или рекри-
сталлизация — ответствен
за разупрочнение, опреде-
ляется условиями деформа-
ции и свойствами самого
материала, в частности ве-
личиной энергии дефектов упаковки Ея.у.
О наличии корреляции между Ея.у и поведением ме-
талла при деформации в разных температурных интер-
валах свидетельствуют данные, приведенные на рис. 197.
На нем показана зависимость напряжения сдвига хе, от-
несенного к модулю G, от температуры, выраженной в
долях температуры плавления, для монокристаллов не-
скольких г. ц. к. металлов, отличающихся значением Ея,у.
Зависимость дана для момента, отвечающего значи-
тельной степени деформации, а именно концу равномер-
ного удлинения .образца, т. е. непосредственно предше-
ствующего локальному уменьшению площади поперечно-
го сечения.
Четко проявляется наличие двух температурных ин-
тервалов: одного до T<z0,5 Тпл и второго для темпера-
тур выше 0,5 Тпл. Разница в поведении разных матери-
алов, особенно в интервале температур ниже 0,5 Тяя,
362
очевидна. Отношение xe/G оказывается тем больше, чем
меньше энергия Ем, т. е. чем больше ширина расщеп-
ленных дислокаций и, следовательно, чем труднее идут
процессы поперечного скольжения дислокаций, контро-
лирующие динамический возврат. Эта корреляция дает
основание предполагать, что низкотемпературный интер-
вал связан с динамическим возвратом.
При температурах выше 0,5 Тпл становится заметным
вклад диффузионного переползания дислокаций, благо-
приятствующего началу динамической рекристаллизации.
Более глубокому пониманию сущности процессов,
протекающих в случае деформации при повышенных тем-
пературах, способствует параллельное изучение зависи-
мостей напряжение — деформация (диаграмм деформа-
ции) и структурных изменений на разных стадиях
деформации для разных температур и скоростей дефор-
мации.
Важнейшим требованием при подобных исследовани-
ях является сохранение в процессе испытания постоян-
ной скорости деформации, а не постоянной скорости пе-
ремещения инструмента, как при обычных испытаниях
растяжением или осадкой.
Постоянство истинной скорости деформации обеспе-
чивается с помощью специальных машин.
Характер кривых для деформации при повышенных
температурах отличается от кривых для холодной дефор-
мации, рассмотренных в гл. V, п. 4.
Рассмотрим типичные кривые ст—е для двух случа-
ев: а) когда деформация сопровождается только дина-
мическим возвратом; б) когда реализуется динамичес-
кая рекристаллизация (рис. 198, 199).
В первом из этих случаев (а) на кривых отсутствует
стадия I. Уже на самых начальных стадиях упрочнение
имеет характер, типичный для стадии II. При дальней-
шей деформации оно сменяется слабым разупрочнением,
переходящим в установившуюся стадию деформации, на
которой напряжение остается неизменным, несмотря на
продолжающуюся деформацию. Наличие установившейся
। тадии деформации может быть рассмотрено как основ-
ной отличительный признак динамического возврата при
высокотемпературной деформации по сравнению с хо-
юдной деформацией. Это различие хорошо видно и из
< равнения хода кривых ст—е для алюминиевого сплава
ДК'> при 20 и 300—400° С (см. рис. 198).
9,1*
363
Чем выше температура деформации и меньше ее ско-
рость, тем меньше напряжение течения на установившей-
ся стадии.
Начальный подъем кривой о—е связан с увеличением
плотности дислокаций и началом формирования ячеис-
той структуры. Спад напряжения вызван процессом ан-
нигиляции дислокаций. На установившейся стадии на-
ступает динамическое равновесие между количеством
т,МЛа
Рис. 198. Кривые а—8 при холодной и
горячей деформации алюминиевых
сплавов (Вайнблат Ю. М., Роди-
на И. П.):
1 - 20 °C; 2 — 200; 5-350; 4 - 400 °C
Рис. 199. Кривые а—8 для стали с
0,25% С при разных скоростях де-
формации (Росард и Блейн):
7 — 8=0,29 с—1; 2 — 0,032; 3 —
0,0023; 4 — 0,00038
возникающих и аннигилирующих дислокаций. При этом
сохраняются равноосность и постоянство размеров суб-
зерен и углов разориентировки между ними.
Но с повышением температуры деформации размеры
субзерен увеличиваются, толщина стенбк и плотность
дислокаций внутри субзерен уменьшаются.
Влияние скорости деформации, так же как и темпе-
ратуры, связано с их воздействием на структуру,
формирующуюся при деформации через термически акти-
вируемые процессы движения дислокаций. Количествен-
ные выражения, отражающие эти связи, трудно устано-
вить из-за многофакторного их характера. Но полуко-
личественно эти зависимости достаточно хорошо
описывает выражение
е = Л'Р£д’.у(о/£)5,
где Аг—константа; D — коэффициент самодиффузии;
Е — модуль Юнга.
364
Из этого выражения следует, что в процессе горя-
чей деформации сильнее упрочняются (меньше скорость
диформации) металлы и сплавы, характеризующиеся
малым коэффициентом диффузии, высоким значением мо-
дуля упругости и низким значением энергии дефектов
упаковки.
Горячая деформация, сопровождающаяся динамиче-
ской рекристаллизацией (случаи б), изменяет характер
кривых о—8 (см. рис. 199). Основное отличие состоит в
юм, что по достижении установившейся стадии даль-
нейшая деформация сопровождается периодическим по-
вторением циклов упрочнения и разупрочнения. Кривая
п 8 приобретает волнистый характер.
На рис. 199 показаны в качестве примера данные для
углеродистой стали с 0,25% С, деформированной растя-
жением в аустенитном состоянии (1375 К) при четырех
разных скоростях деформации. Видно, что периодич-
ность резко зависит от скорости деформации. При высо-
кой скорости практически наблюдается только один пик,
следующий за установившейся стадией. При меньших
скоростях деформации имеется несколько пиков (циклов
упрочнения и разупрочнения).
Специальная проверка показала, что разупрочнение
(спад кривой после пика) связано с динамической ре-
кристаллизацией. Для ее начала требуется создание оп-
ределенной дислокационной структуры. Этим, видимо,
объясняется то, что динамическая рекристаллизация при
юрячей деформации (Гдеф>0,5 Гпл) легче реализуется
в металлах с низкой £д>у. Очевидно, в металлах с высо-
кой £д.у динамический возврат успешнее конкурирует
г рекристаллизацией, препятствуя образованию дислока-
ционной структуры, благоприятной для начала рекрш
i галлизации.
Периодичность повторения циклов упрочнения и раз-
упрочнения Лутон и Селларс связывают с соотношением
mi жду величиной критической деформации 8С, необходи-
мой для начала рекристаллизации (для создания необ-
оримой дислокационной структуры) и величиной Де-
формации 8Х, протекающей при динамической рекристал-
лизации (рис. 2*00). При этом они исходят из того, что
на стадии рекристаллизации протекают одновременно
|ва процесса, накладываясь во времени, но протекая в
разных микрообъемах: разупрочнения в тех микрообъ-
365
емах, в которых до этого наиболее интенсивно шла де-
формация, и упрочнения в соседних микрообъемах.
Когда е0>ех (рис. 200,а), рекристаллизация проте-
кает не непрерывно, а периодически и соответственно на
кривой о—е проявляются циклы упрочнения и разупроч-
нения. Когда ес<ех (рис. 200,6), то данный цикл рекри-
сталлизации начнется до полного завершения предшест-
вующего и, поскольку процессы упрочнения и разупроч-
нения совершаются одновременно, но в разных микрооб-
£ £
Рис. 200. Кривые а—е для меди при динамической рекристалли-
зации для случаев 8с>ех (а) ес < ех (б); Р — доля рекристал-
лизованного объема
ластях, макроскопическое напряжение течения будет ос-
таваться постоянным, т. е. внешне возникает установив-
шаяся стадия, аналогичная той, которая возникает при
динамическом возврате. Но отличие заключается в том,
что разупрочнение, предшествующее установившейся
стадии, в случае динамической рекристаллизации явля-
ется более резким.
Из -расположения первых максимумов на кривых
о—8 для сплава Fe+0,25% С (см. рис. 199), соответст-
вующих четырем скоростям деформации, следует, что
начало рекристаллизации (первое интенсивное разуп-
рочнение) наступает при тем большей степени деформа-
ции, чем меньше скорость деформации. Повышение тем-
пературы деформации при данной ее скорости также вы-
зывает увеличение ес.
Эти важные зависимости позволяют управлять ве-
личиной 8с и 8Х и соответственно процессом структуро-
366
образования при горячей деформации с помощью тем-
пературы и скорости деформации.
Экспериментальные результаты изучения основных
особенностей микроструктуры горячедеформированных
металлов и сплавов на различных стадиях процесса,
прежде всего на установившейся стадии и на стадии
начала рекристаллизации, следующие.
На стадии, близкой к установившейся, за счет интен-
сивного динамического возврата образуется ячеистая
структура. Степень деформации, при которой начинает
формироваться ячеистая структура, тем меньше, чем
меньше скорость деформации.
Одной из особенностей субструктуры при горячей де-
формации является то, что средние разориентировки
между ячейками (субзернами) невелики (1—3°) и в не-
сколько раз (в два — четыре) меньше, чем после холод-
поп деформации.
Форма субзерен при высоких температурах деформа-
ции является равноосной даже при весьма больших сте-
пенях деформации. Механизм сохранения этой равноос-
пости очень важный, но еще не совсем ясен. Видимо,
большую роль в этом играют процессы диффузионного
переползания краевых дислокаций и ступенек краевой
ориентации на винтовых дислокациях, а также процес-
( ы поперечного скольжения.
По мнению Йонаса, весьма вероятной на установив-
шейся стадии является «реполигонизация», под которой
он понимает процесс непрерывного разрушения субгра-
ниц и их перестройку с восстановлением. В этом случае
н ходе деформации на каждый данный момент в струк-
iypc должно существовать какое-то количество неста-
бильных субграниц.
Это обстоятельство является очень важным и объяс-
няет целый ряд специфических явлений, отличающих
субструктуру горячедеформированного металла и рекрй-
с|аллизованного после горячей деформации от суб-
структуры металла, рекристаллизованного после холод-
ной деформации. Рассмотрим наиболее важные отли-
чия.
Субструктура горячедеформированного металла зна-
чительно менее стабильна, чем после холодной деформа-
ции и последующего нагрева, в частности менее стабиль-
ными являются субгранипы. В результате этого в фор-
мировании зародышей рекристаллизации после горячей
367
деформации весьма велика роль коалесценции субзерен,
предполагающая наличие неустойчивых, легко распада-
ющихся субграниц.
Подтверждением слабой стабильности субструктуры
горячедеформированных металлов и сплавов может слу-
жить также факт интенсивного разупрочнения на ста-
дии возврата и полигонизации значительно более силь-
ного, чем на таких же стадиях после холодной дефор-
мации.
Рис. 201. Предпочтительное образование зародышей рекристаллизации у гра-
ниц исходных зерен сплава Н36ХТЮМВ при горячей деформации. Х300:
а — е=6 %; б —30 %
Рекристаллизованные зерна после горячей деформа-
ции, как правило, характеризуются повышенной плот-
ностью дислокаций, а часто содержат и остатки дисло-
кационных субграниц. В результате твердость рекри-
сталлизованных зерен горячедеформированного металла
выше твердости отожженного. Это связано с тем,
что формирование зародышей рекристаллизации реали-
зуется с участием процесса коалесценции субзерен. Не-
малую роль может играть и то, что зародыши рекристал-
лизации, возникшие на ранней стадии, наклепываются
в процессе дальнейшей деформации.
Сказанное о равноосности субзерен и малых углах
разориентировки между ними делает маловероятным
процесс формирования центров рекристаллизации в объ-
еме зерен при горячей деформации. Это и приводит к
тому, что зародыши рекристаллизации в случае горячей
368
Рис. 202. Зубчатая форма границ ис-
ходных зерен, возникающая в резуль-
тате миграции локальных участков
границы при горячей деформации ста-
ли ШХ15СГ в аустенитном состоянии
Х270
^формации образуются предпочтительно у границ ис-
ходных зерен (рис. 201). Зародышеобразование в объ-
гмс зерен, которое часто наблюдается при нагреве после
холодной деформации, как правило, не наблюдается при
1орячей деформации, кроме случая очень больших ско-
ростей деформации.
Зародыши рекристаллизации, образующиеся у гра-
ниц исходных зерен, в начале оказываются отделенны-
ми границей с большими углами разориентировки толь-
ко с одной стороны — по
отношению к соседнему
исходному зерну.
Такой механизм обра-
ювания зародышей ре-
кристаллизации на исход-
ных границах зерен при-
водит к локальной мигра-
ции отдельных участков
большеугловой границы,
г о. к образованию высту-
пов («языков»). В ре-
|ультате граница исход-
ных зерен принимает зуб-
чатую форму (рис. 202).
Зубчатость границ
является характерным
структурным признаком
шпамической рекристаллизации, наблюдающимся очень
часто.
Движущей силой образования выступов (зубчатости)
является разница в локальной плотности дефектов по
обе стороны от данного участка границы. Эта разница
может быть вызвана непосредственно неоднородными
условиями деформации в граничащих зернах. Возможен
и другой механизм, непосредственно наблюдавшийся на
алюминии. Заключается он в том., что по одну сторону
границы происходит коалесценция одного или несколь-
ких субзерен с полным или, вероятнее, частичным ис-
чезновением разделяющих их границ. В результате пр
)гу сторону границы возникают субзерна, значительно
превосходящие по размерам .субзерна, расположенные
по другую сторону большеугловой границы. В сильно де-
формированном, текстурованном материале рассмотрен-
пый ранее механизм чаще реализуется у границ зерен,
369
принадлежащих разным текстурным компонентам. Оце-
ночные расчеты показывают, что для того, чтобы возник-
шее в результате коалесценции субзерно стало зароды-
шем, его размер должен превышать средний размер суб-
зерен в соседнем зерне, за счет которых он будет расти
не меньше, чем в четыре — пять раз.
При динамической рекристаллизации более отчетли-
во, чем при рекристаллизации после холодной дефор-
мации, проявляется роль ориентированного зародышеоб-
разования в формировании текстуры рекристаллизации
(см. гл. X). Как правило, текстура, возникающая в ре-
зультате динамической рекристаллизации или рекри-
сталлизации при нагреве, после горячей деформации по-
вторяет текстуру деформации.
Однако механизм рекристаллизации миграцией ло-
кальных участков границ исходных зерен может не реа-
лизоваться, если эти границы закреплены частицами
дисперсных фаз.
В этом случае рост зародыша в соседнее зерно ста-
новится невозможным. Рекристаллизация может идти
лишь миграцией границ зародыша в материнское зерно.
Однако из-за малой подвижности границы малой раз-
ориентировки миграция будет происходить медленно и
процесс может свестись к собирательной полигонизации
рекристаллизации («in situ»). Распространенный случай
закрепления границ дисперсными фазами связан с рас-
падом пересыщенного твердого раствора, происходящим
непосредственно при горячей деформации или в процес-
се последующих изотермических выдержек и замедлен-
ного охлаждения.
Конкретные температурные области, в которых за-
крепление границ и торможение рекристаллизации выде-
ляющимися дисперсными фазами наиболее эффективно,
зависит от состава сплава и фактического расположения
границ фазовых областей.
В сталях такими дисперсными фазами, выделяющи-
мися при распаде, могут быть карбиды, карбонитриды,
нитриды, интерметаллиды, растворимость которых в ста-
ли изменяется с температурой. Если в этом случае на-
грев перед деформацией осуществляется до температур,
при которых происходит растворение этих фаз (хотя бы
частичное), а последующая деформация завершается
при температуре, при которой твердый раствор оказыва-
ется пересыщенным, то распад будет тормозить рекри-
370
i галлизацию. Эффективность этого торможения будет
висеть от ряда факторов. С одной стороны, для этого
необходима, кроме пересыщения, достаточная диффузи-
онная подвижность, чтобы распад успел пройти до на-
чала рекристаллизации. С другой стороны, если диф-
фузионная подвижность будет очень велика, то легко
пройдет коагуляция дисперсных фаз и торможение гра-
ниц ослабнет.
Поэтому в сталях, деформируемых при высоких тем-
пературах, замедлению рекристаллизации выделениями
ка рбидов способствует введение карбидообразующих
рюментов, таких как титан, хром, молибден и т.п. Так,
при сравнении сталей 06Х18Н11 и 06Х18Н11Т было не-
посредственно установлено влияние титана. Оказалось,
что при 900° С рекристаллизация в стали, легированной
। итаном, замедляется в несколько раз, при 1000° С за-
медление оказывается слабее, а при 1100° С практически
отсутствует.
Особо важную роль в случае горячей деформации
приобретают скорость деформации, а также скорость ох-
лаждения после деформации с большими скоростями.
С помощью изменения этих двух параметров можно су-'
щсственно изменять структуру металлов и сплавов, ее
однородность, термическую стабильность и соответствен-
но свойства.
На эту роль скорости горячей деформации обратил
впервые внимание Е. Н. Соколков на примере жаропроч-
ных сплавов. Позднее эти вопросы были детально разра-
ботаны в работах Ю. М. Вайнблата и др. для сплавов
па основе алюминия.
Приведем некоторые примеры. Как упоминалось, кри-
тическая степень деформации, необходимая для начала
динамической рекристаллизации, растет с уменьшением
скорости деформации. Используя эту зависимость, мож-
но за счет уменьшения скорости деформации избежать
динамической рекристаллизации даже при больших сте-
пенях горячей деформации. Более того, деформация с
пониженными скоростями обеспечивает получение струк-
туры, которая при последующих выдержках при темпе-
ратуре деформации оказывается весьма устойчивой про-
тив рекристаллизации.
В никелевом сплаве ХН77ТЮР, деформированном на
30% при 1080°С, рекристаллизация начинается только
после минутной выдержки при этой температуре. В сила*
ве 37Х12Н8Г8МФБ, деформированном с малой скоро-
стью при 1100° С и затем выдержанном при этой темпе-
ратуре, рекристаллизация не начинается в течение 30—
40 мин, а в деформированном и выдержанном при
1150° С — до 20—25 мин.
В малоуглеродистом (0,02% С) сплаве железа с ни-
келем (29,5%), прокатанном при 980°С при степени об-
жатия менее 10%, а затем изотермически отожженном
при этой же температуре, рекристаллизация не наблю-
дается вплоть до выдержки в течение 30 мин.
Причиной этого, как легко понять, является динами-
ческий возврат, совершающийся в процессе медленной
деформации. ПосЛедеформационная выдержка в этом
случае приводит к дальнейшему повышению совершен-
ства субзерен и их границ за счет уменьшения содержа-
ния термически неустойчивых дислокационных скопле-
ний и отдельных дислокаций в объеме субзерен. При
весьма длительных выдержках становятся возможными
процесс'роста субзерен и собирательная полигонизация.
Таким образом, если рекристаллизация при нагреве
после горячей деформации с малой скоростью нежела-
тельна, то замедленное охлаждение после деформации
или выдержка при температуре деформации не только
не опасны, но, более того, обеспечивают получение мак-
симально стабильной субструктуры. При последующем
нагреве на температуры, более высокие, чем температу-
ра деформации, рекристаллизация раньше начинается в
образцах, быстроохлажденных после деформации, по
сравнению с образцами медленно охлажденными.
Это обстоятельство необходимо иметь в виду во мно-
гих практических случаях, особенно при работе с круп-
ногабаритными изделиями. После горячей деформации
таких изделий при обычных режимах охлаждения ско-
рость последнего будет разной в разных сечениях, соот-
ветственно неодинаковой будет и термическая стабиль-
ность разных участков изделия. Максимальной она
будет в участках, медленнее охлажденных. При последу-
ющем нагр.еве внешние участки, быстрее охлажденные и,
следовательно, более склонные к рекристаллизации, ока-
жутся раньше нагретыми/на температуру закалки. Это
может привести к резкой структурной неоднородно-
сти.
Иначе обстоит дело в случае деформации с больши-
ми скоростями, Динамический возврат при этом затруд-.
373.
няется и облегчаются условия для динамической рекри-
гьчллизации и, что очень важно, ускоряется рекристал-
лизация не только в процессе самой деформации, но и в
ходе последующего охлаждения или изотермических вы-
держек. Уже секундные выдержки после деформации
вызывают заметное развитие рекристаллизаций. В опре-
деленных условиях при охлаждении после горячей де-
формации частично успевает даже совершиться собира-
гельная рекристаллизация.
В качестве примера приведем результаты исследова-
ния рекристаллизации в горячедеформированных аусте-
нитной (18% Сг+8% Ni) и ферритной (типа трансфор-
маторной) сталях, не испытывающих фазовой перекри-
сталлизации. Образцы предварительно отожженной
стали обрабатывали по следующему режиму: нагрев до
1200°С (выдержка в течение 10 мин), подстуживание
на воздухе до 1100° С, деформация при этой температу-
ре* осадкой с одного удара (средняя скорость деформа-
ции 102 с-1) на заданную степень, подстуживание до раз-
ных температур с последующим охлаждением в воде.
Степени деформации и условия подстуживания указаны
на рис. 203. Распределение зерен по размерам (по бал-
лам) характеризовали частотными кривыми.
Предварительный высокотемпературный отжиг имел
целью, кроме снятия следов предшествующей деформа-
ции, получить крупное исходное зерно. В этом случае
появление в деформированной структуре мелких зерен,
отсутствовавших до деформации, свидетельствовало о
юм, что происходит первичная рекристаллизация, а по-
следующее укрупнение структуры являлось доказатель-
ством протекания собирательной рекристаллиза-
ции.
Анализ кривых распределения зерен по размерам в
1НВПСИМОСТИ от степени деформации и условий подсту-
жнвания, приведенных на рис. 203, позволил заключить,
•но при подстуживании после деформации рекристалли-
ь'щпя успевает реализоваться в значительных объемах
материала, а также, что с увеличением степени дефор-
мации этот процесс заметно интенсифицируется, при-
мем в аустенитной стали сильнее, чем в ферритной. Так,
после деформации 50—70% первичная рекристаллиза-
ция в аустенитной стали заканчивается уже при подсту-
жнвании в течение 15 с. В ферритной стали для этого
||)(*буется время, в несколько раз большее. Последнее
171
хорошо согласуется с тем, что в ферритной стали легко
совершается динамический возврат. Соответственно ос-
лабляется движущая сила рекристаллизации.
Таким образом, для того чтобы избежать рекристал-
лизации при горячей деформации с высокими скоростями,
необходимо после деформации применять ускорен-
ное охлаждение. Однако на практике это не всегда воз-
можно, особенно для крупногабаритных изделий. Поэто-
му более перспективным является использование малых
скоростей деформации.
Рис. 203. Влияние условий последеформационного рхла^кдения горячедефор
распределение зерен по размерам
374
Важным и характерным примером использования та-
кого приема является предложенный 10. М. Вайнблатом
и др. способ изготовления деталей из алюминиевых спла-
вов с однородной полигонизованной структурой.
Одним из крупных недостатков широко распростра-
ненной технологии получения прессованных изделий из
многих алюминиевых сплавов является то, что при на-
1реве под закалку деформированных изделий в них об-
разуется очень неоднородная микроструктура. В отдель-
ных микрообластях, где облегчена рекристаллизация,
возникает очень крупнозернистая структура. В прессо-
ванных изделиях она, как правило, образуется на пери-
ферии (так называемый «крупнокристаллический обо-
док»).
Для предотвращения этого Ю. М. Вайнблатом и др.
был применен способ деформации с малой скоростью
при повышенных температурах. Возникающая при этом
полигонизованная структура весьма стабильна, так что
рекристаллизация в ней может совершаться только при
температуре, значительно превышающей температуру на-
грева на закалку. Важную роль при этом играет не толь-
ко малая скорость деформации, но и высокая ее темпе-
ратура. Как видно из графика, приведенного на рис. 204,
температура начала рекристаллизации существенно по-
вышается с повышением температуры деформации.
Балл зерна
мированных аустенита стали 01Х18Н10 (а) и феррита стали ЗОХГСА (б) на
375
<ЛЯ71-----1----1-----1-----1—
О 20 Ы) 60
Рис. 204. Повышение температуры
начала рекристаллизации алюмини-
евого сплава с повышением темпе-
ратуры деформации:
1 — 480 °C; 2 — 450; 3 - 400; 4 — 350;
5 — 300 °C
На рис. 205 показана макроструктура изделия после
термической обработки предварительно деформирован-
ного с обычной и малой скоростью по режиму, рекомен-
дованному авторами [32, 33].
Систематическое исследование влияния различных
факторов на структурную термостабильность горячеде-
формированных алюминиевых сплавов привело к выводу
. о том, что определяющая
роль принадлежит в этом
не схеме напряженного со-
стояния и даже не столько
степени деформации, сколь-
ко скорости деформации.
Последняя играет при горя-
чей деформации ту же роль,
что и степень деформации
при холодной деформации.
Напомним, что на уста-
новившейся стадии дефор-
мации температура начала
рекристаллизации не зави-
сит от степени деформации,
так как на этой стадии воз-
никает динамически равно-
весная структура, практи-
дальнейшим увеличением сте-
пени деформации. Это значит, что создаются и неизмен-
ные условия для последующей рекристаллизации.
Следовательно, для относительно больших степеней
деформации изменить данную структуру и эти условия
можно лишь изменением температуры и скорости дефор-
мации.
Эти изменения можно проиллюстрировать результа-
тами, полученными для сплава АК8 (40% Cu-j-0,6%
Mg+0,7% Mn+0,70% Si+0,25% Fe, ост. Al).
Термическую стабильность структуры оценивали по
температуре начала рекристаллизации указанного спла-
ва и по минимальной степени деформации при нагреве
под закалку (500° С, 1 ч), после которой начинается ре-
кристаллизация. Эта степень рекристаллизации названа
авторами критической еКр. Чтобы отличить ее от кри-
тической степени холодной деформации, обозначим ее
чески не изменяющаяся с
376
На основании таких данных для -большого набора
скоростей и температур деформации авторы строили за-
ппсимость 8™р от скорости деформации (в логарцфМиче-
< ком масштабе) для различных температур деформа-
ции. Такая зависимость для сплава АК.8 приведена на
рис. 206.
Для самой низкой из принятых температур осадки
(300° С) «критическая степень деформации» оказалась
Рис. 205. Макроструктура изделия из алюминиевого спла-
ва после термической обработки и деформации с обыч-
ной (а) и малой (б) скоростями
практически не зависящей от скорости прессования (т. е.
по случай, близкий к холодной деформации).
Для образцов, деформированных с разной скоростью
при более высоких температурах, весь диапазон скоро-
стей можно разделить на три интервала (см. рис. 206).
В интервале I, соответствующем малым скоростям
деформации, наблюдаются сильная зависимость е£°р от
юмпературы осадки и слабая зависимость от ее скоро-
сти.
В интервале II, соответствующем высоким скоростям
деформации, структура нестабильна и легко рекристал-
лизуется при последующем нагреве под закалку.
Интервал скоростей деформации III, промежуточный
между этими двумя, является наиболее опасным. Для
пего характерна очень резкая зависимость s™p, а значит
и стабильности структуры как от скорости, так и от тем-
пературы деформации. В реальных условиях, особенно,
-4-790
377
когда деформируемые изделия имеют крупные габари-
ты и сложную форму, при деформации всегда возникает
градиент скоростей деформации, а часто и температур.
В таких случаях режимы деформации, соответствую-
щие интервалу III, неизбежно приведут при последую-
щем нагреве деформированных изделий к образованию
зональной разнозернистости и разноструктурности.
Рис. 206. Влияние условий горячей деформации на структуру алюминиевых
сплавов:
а — зависимость eRp сплава АК8 от скорости деформации (/ — 300 °C; 2 — 380;
3 — 400; 4— 470 °C); б —диаграмма структурных состояний сплава АМгб:
Н — нерекристаллизованная структура; fCT — структура, рекристаллизовавша-
яся в ходе последеформационной термической обработки; Р дИН— структура,
рекристаллизовавшаяся непосредственно при деформации и охлаждении после
деформации, т.е. без последующего нагрева; С —смешанная, частично рекри.
сталлизованная структура; Пр — прессование; Ш — штамповка на прессе;
П — прокатка; К — ковка на молоте
Применительно к алюминиевым сплавам интервалу
III скоростей соответствуют режимы штамповки.
Графики, аналогичные приведенным, названы
Ю. В. Вайнблатом диаграммами структурных состояний
сплавов: эти диаграммы дают информацию о струк-
туре сплава в функции скорости и температуры дефор-
мации в состоянии непосредственно после горячей де-
формации (Рдин), а также образовавшейся при после-
дующем нагреве деформированных изделий (РСт).
С температурно-скоростными условиями горячей де-
формации связано и недавно обнаруженное явление ме-
тадинамической рекристаллизации. Заключается это яв-
ление в следующем: в процессе изотермической выдерж-
378
mi после горячей деформации со значительной скоростью
в определенном температурном интервале рекристалли-
зация протекает не монотонно. Вначале идет интенсив-
ное измельчение зерна, которое сменяется быстрым уве-
личением среднего размера зерна и разупрочнением, а
штем повторным его уменьшением и, наконец, медлен-
ным завершающим ростом зерен.
Этот немонотонный ход структурных изменений объ-
ясняется следующим образом.
Когда горячая деформация прекращается, в ходе
динамической рекристаллизации в материале уже ока-
пывается определенное число оформившихся зародышей
динамической рекристаллизации и, играющих ту же
роль, границ исходных зерен, которые уже начали миг-
рировать в сторону зерен с повышенной плотностью дис-
локаций. При последующей изотермической выдержке
гги зародыши могут продолжать расти, а границы мо-
। ут мигрировать без инкубационного периода, необходи-
мого в случае статической рекристаллизации.
Процесс разупрочнения, являющийся следствием это-
го роста и миграции, и назван метадинамической (или
послединамической) рекристаллизацией. Так как рекри-
сталлизация этого вида не требует инкубационного пе-
риода, она начинается на самых начальных стадиях от-
жига.
Наряду с этим процессом в других, менее деформи-
рованных участках кристаллитов в процессе изотерми-
ческой выдержки происходят процессы статического воз-
врата (без инкубационного периода) и статической ре-
кристаллизации. Последний процесс требует определен-
ного инкубационного периода. Если в этих условиях в
сплаве выделяются частицы дисперсных фаз, то инкуба-
ционный период может оказаться весьма продолжитель-
ным. Начало запоздалой статической рекристаллизации
н составляет суть повторного измельчения структуры.
С увеличением степени деформации (или увеличени-
ем ее скорости),-с одной стороны, уменьшается инкуба-
ционный период статической рекристаллизации, а с дру-
гой— увеличивается объем, в котором совершилась
динамическая рекристаллизация и в котором при после-
деформированном нагреве реализуется метадинамичес-
кая рекристаллизация. Эффект измельчения зерна, свя-
занный с запоздалой статической рекристаллизацией, ис-
чезает.
*
379
Это иллюстрируют графики, приведенные на рис. 207.
Видно, что с изменением степени деформации число
процессов, ответственных за разупрочнение, доля разуп-
рочнения, приходящегося на каждый процесс, и их после-
довательность существенно изменяются.
При малых деформациях — это статический возврат
(см. рис. 207, область 1). С увеличением степени де-
формации — это статический возврат и статическая ре-
Рис. 207. Зависимость вклада различных процессов в разупрочнение горяче-
деформированного аустенита от:
а — степени горячей деформации (/ — статический возврат, 2 — статическая
рекристаллизация, 3 — метадинамическая рекристаллизация); б — времени изо-
термического последеформационного отжига (е=5,5 % — статический возврат;
g=9,8 % — статический возврат и статическая рекристаллизация; е=24 %—
статический возврат, метадинамическая рекристаллизация и статическая ре-
кристаллизация; е=41 % — статический возврат, метадинамическая рекристал-
лизация)
кристаллизация (область /, 2), затем статический возв-
рат, метадинамическая рекристаллизация, статическая
рекристаллизация (области /, 5, 2). Наконец, при еще
более сильных деформациях это только два процесса —
статический возврат и метадинамическая рекристалли-
зация (области /, 3).
Особенности кинетики рекристаллизации в процессе
изотермических выдержек после горячей деформации
создают широкие возможности для управления величи-
ной зерна деформированного металла и соответственно
свойствами. В качестве примера можно привести режим
последовательной деформации стали на непрерывных
станах с регулируемым числом проходов и длительно-
стью междеформационных пауз. Последние выбирают
так, чтобы конец паузы (начало деформации при оче-
3S0
редком проходе) соответствовал завершению первичной
рекристаллизации после предшествовавшего прохода.
Га кой режим деформации обеспечивает последователь-
ное от прохода к проходу измельчение величины зерна и
соответствующее улучшение механических свойств.
Так, для стали 45Г17ЮЗ на пять проходов при тем-
пературе деформации 1000°С и длительности пауз от
прохода к проходу, равных 60, 10, 20, 10 и 10 с, размер
н'рна от 145 мкм в исходном состоянии измельчался со-
ответственно до размеров 35, 18, 12, 9 и 7 мкм. Как вид-
но из этих данных, максимальное измельчение наблюда-
ется после первого прохода в последующей первичной
рекристаллизации. Последующие проходы относительно
менее эффективны, но уменьшение абсолютных размеров
«'рна происходит непрерывно.
На образцах с исходным зерном, равным 35—25 мкм,
удается получить измельчение зерна за пять проходов
до 3—4 мкм.
Предел текучести при этом увеличивается соответ-
< твенно от 230 до 600 МПа.
2. ВЛИЯНИЕ ХИМИЧЕСКОГО И ФАЗОВОГО СОСТАВОВ
Влияние химического и фазового составов на рекристал-
лизацию при горячей деформации систематически не ис-
следовано.
Основные закономерности, касающиеся влияния до-
бавок на температурный уровень рекристаллизации ме-
нтилов и сплавов после холодной деформации, видимо,
справедливы и для случая горячей деформации.
Особо следует отметить влияние добавок на энергию
щфектов упаковки. Понижение энергии дефектов упа-
ковки, затрудняя поперечное скольжение, уменьшает
критическую степень деформации» ес, необходимую для
начала динамической рекристаллизации.
Наибольшее влияние оказывают добавки, введение
которых приводит к пересыщению твердого раствора.
В этом случае на рекристаллизацию может влиять как
распад, протекающий непосредственно в процессе дефор-
мации, так и распад, совершающийся при охлаждении
после деформации.
Если перед деформацией раствор является пересы-
щенным, то распад в процессе деформации задерживает
не только рекристаллизацию, но и возврат. Разупрочне-
381
ние начинается только при отжиге и только при таких
температурах, при которых начинаются растворение (хо-
тя бы частичное) дисперсных фаз и их коагуляция.
В случае деформации при температурах, соответствую-
щих однофазному состоянию (когда пересыщения твер-
дого раствора нет) торможения, начала рекристаллиза-
ции не наблюдается, но развитие ее может затормозиться
дисперсными частицами, выделившимися при охлаж-
дении. В этом случае существенно, насколько высока
температура деформации и насколько она превышает
температуру границы растворимости. Чем больше это
превышение, тем большая степень рекристаллизации бу-
дет достигнута до начала распада. Кроме того, сам рас-
пад совершится с меньшей полнотой, поскольку к мо-
менту его начала концентрация дефектов, введенных
деформацией, успевает существенно уменьшится за счет
возврата и рекристаллизации.
3. ДИАГРАММЫ РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИИ
ПОСЛЕ ГОРЯЧЕЙ ДЕФОРМАЦИИ
Для характеристики структуры, образующейся при ре-
кристаллизации после горячей деформации и отражения
кинетики процесса, строят диаграммы, несколько отлича-
ющиеся от диаграмм I рода (после холодной деформа-
ции). Наиболее распространены так называемые диа-
граммы рекристаллизации II и III рода.
Диаграммы II рода_характеризуют зависимость сред-
ней величины зерна (D) от степени и температуры го-
рячей деформации без отжига после деформации (рис.
208).
В современной технике все шире применяют высоко-
легированные сплавы на основе железа, никеля, молиб-
дена, титана, алюминия, меди и т. д., предназначенные
для работы в условиях высоких температур и напряже-
ний, активных сред и др. Свойства этих сплавов в боль-
шой мере зависят от характера их микроструктуры —
величины зерна, степени и характера разнозернистости
и т.д.
Из-за низкой пластичности большинства этих сплавов
их деформация должна быть горячей. Для получения же
необходимой структуры изделия из этих сплавов после
горячей деформации подвергают заключительной терми-
ческой обработке — нагрев под закалку, закалка и час-
3S2
то последующее старение. Но условия горячей деформа-
ции существенно влияют на характер структуры, обра-
зующейся при термической обработке.
В таких случаях весьма полезными являются так на-
зываемые диаграммы рекристаллизации III рода, впер-
вые предложенные С. И.
I убкиным. На этих диаграм-
мах показана величина зер-
на не только после горячей
деформации, но и после за-
ключительной операции_на-
। рева. Для каждой темпера-
туры деформации приведе-
ны две кривые: одна — для
О 20 40 е}7о
РиС. 208. Диаграмма рекристалли-
зации II рода для сплава
ХН70ВМТЮ после ковки под прес-
сом и охлаждения в песке
величины зерна непосредст-
венно после деформации
(как на диаграммах второ-
го рода) и другая — для
величины зерна после окончательной термической обра-
ботки. Пример такой диаграммы показан на рис. 209.
Рис. 209. Диаграмма рекристаллизации Ш рода для сплава
ХН708МТЮ:
1 — горячая осадка на прессе; 2 — горячая осадка на прессе и
нагрев при 1200 °C, 24+1050 °C, 4 ч
383
Для расширения информации о типе структуры ре-
кристаллизации рядом авторов (Д. И. Бережковским и
др.) предложено наносить на линии диаграмм рекри-
сталлизации III рода специальные значки — символы,
характеризующие особенности структуры (разнозернис-
тость, текстуру, наличие двойников и др.).
Эти значки целесообразно наносить не только на
верхнюю кривую, характеризующую структуру после
Рис. 210. Диаграмма рекристаллизации III рода с обозначениями, характери-
зующими основные особенности структуры:
/ — равноосные однородные зерна; 2 — неравноосные однородные зерна; 3 —
вытянутые старые зерна и на их границах разрозненные зерна — начало пер-
вичной рекристаллизации; 4 — равноосные старые зерна и на их границах
новые разрозненные мелкие зерна, занимающие 5 % площади (разнозерни-
стость — начало первичной рекристаллизации); 5 — новые равноосные зерна,
занимающие 100 % площади, — начало собирательной рекристаллизации; 6 —
двойники в большинстве зерен; 7 — разнозернистость; сплошные кривые —
после осадки; штрих-пунктирные — после осадки и термической обработки
384
термической обработки, но и на нижнюю кривую, ха-
рактеризующую структуру непосредственно после горя-
чей деформации. Нередко такая структура состоит час-
тично из новых рекристаллизованных зерен и частично
из сохранившихся исходных зерен (рис. 201). Крупные
исходные деформированные зерна окружены мелкими
новыми зернами. Чем выше степень деформации и чем
меньше скорость охлаждения после горячей деформации,
юм больше количество новых зерен и меньше площадь,
занимаемая остатками исходных зерен. Это тоже разно-
зернистость. Однако в данном случае зерна отличаются
не только размерами, но и степенью совершенства (плот-
ностью дислокаций). Крупные исходные зерна деформи-
рованы и исчезают при последующем нагреве. Мелкие,
более совершенные новые зерна растут за счет более
крупных — картина, обратная наблюдаемой при нагреве
обычного разнозернистого металла, когда крупные зер-
на растут за счет мелких. Иллюстрацией сказанному
могут служить данные об изменении распределения зе-
рен по размерам в аустенитной и ферритной сталях при
непрерывном охлаждении с подстуживанием перед за-
калкой (см. рис. 203).
В аустенитной стали Х18Н8 в исходном состоянии
(до деформации) имелось большое количество зерен раз-
мером № 1 и 2. После деформации при 1100° С и време-
ни подстуживания перед закалкой в течение 1,5 с в
структуре исчезли зерна, соответствующие № 1, но обна-
ружено небольшое количество зерен № 2—4 при одно-
временном большом числе мелких зерен. После такой
же деформации и времени подстуживания в течение 15 с
структура измельчилась и самыми крупными были зер-
на № 6. После подстуживания в течение 500 с появились
вновь более крупные зерна № 5 и 4.
Следовательно, крупные зерна № 3—4 в металле,
нодстуженном в течение 1,5 с, были деформированными
зернами, исчезающими при. более длительном пребыва-
нии металла при высокой температуре.
Ясно, что свойства этих деформированных зерен су-
щественно отличаются от свойств рекристаллизованных
зерен. Поэтому практически важно, чтобы диаграмма
рекристаллизации III рода указывала, из каких зерен
состоит структура — деформированных, рекристаллизо-
ванных или тех и других. Несомненно, важны и указа-
ния на наличие или отсутствие текстуры и т. д.
385
На рис. 210 приведены одна из возможных систем
символов, рекомендуемая для обозначения структур раз-
ного типа на диаграммах рекристаллизации, и сами диа-
граммы, построенные с использованием этих симво-
лов.
Особенностью диаграмм рекристаллизации III рода
ряда жаропрочных сплавов на никелевой и железной
основе является наличие двух максимумов величины зер-
на, из которых первый связан с рекристаллизацией пос-
ле критической степени деформации, а второй — в обла-
сти степеней деформации 20—40%—со вторичной ре-
кристаллизацией, вызванной стабилизацией большинст-
ва зерен дисперсными частицами.
Кроме диаграмм рекристаллизации II и III рода, в
случае рекристаллизации при горячей деформации весь-
ма полезными являются кинетические диаграммы рекри-
сталлизации разного типа.
К таким диаграммам относятся рассмотренные ра-
нее обобщенные диаграммы структурных состояний, на
которых приведены характеристики структуры в функ-
ции скорости и температуры деформации и последую-
щей термической обработки.
Пример такой диаграммы для алюминиевого сплава
приведен на рис. 206,6. Условия деформации и нагрева,
соответствующие области /7, обеспечивают сохранение
перекристаллизованной структуры. Разупрочнение в этой
области, характеризуемой малой скоростью деформации,
ограничивается полигонизацией. Во многих ответствен-
ных случаях такой режим является наиболее благопри-
ятным. Область Рдин. соответствует структуре, рекри-
сталлизовавшейся непосредственно за время деформа-
ции и охлаждения после деформации (т. е. без последу-
ющего нагрева), область Рст— структуре, рекристалли-
зовавшейся в ходе последеформационной термической
обработки, область С соответствует частично рекри-
сталлизованной структуре, т. е. наиболее неблагоприят-
ной по свойствам.
На стабильность структуры при горячей деформации
и соответственно на вид обобщенной диаграммы струк-
турных состояний заметное влияние оказывает исходное
(перед деформацией) состояние. Если деформации под-
вергаются образцы, в структуре которых сохранились
следы предшествующей деформации, то область, которая
испытывает рекристаллизацию, при последующем отжи-
386
ie заметно расширяется, а температура рекристаллиза-
ции снижается.
К кинетическим диаграммам рекристаллизации отно-
ся гея также диаграммы, на которых нанесены доли ре-
кристаллизованного объема в функции температуры де-
формации и длительности деформационной изотермичес-
кой выдержки при этой температуре.
1‘1'КОМЕНДАТЕЛЬНЫЙ БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК
Бернштейн М. Л. Структура деформированных металлов. М.,
• Металлургия», 1977. 431 с. с ил.
Горелик С. С. Рекристаллизация металлов и сплавов. М., «Ме-
Н1ллургия». 1978. 567 с. с ил.
I Л А В А X
ОСОБЕННОСТИ РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИИ
В УСЛОВИЯХ НЕОДНОРОДНОЙ ДЕФОРМАЦИИ
И НЕОДНОРОДНОСТЕЙ ФАЗОВОГО СОСТАВА
I. ОСНОВНЫЕ ВИДЫ
С ТРУКТУРНОЙ НЕОДНОРОДНОСТИ
Самым распространенным видом несовершенства микро-
структуры деформированных и затем термически обра-
ботанных изделий, особенно изделий сложной формы и
изготовленных из сплавов сложного состава, является
неоднородность зеренной структуры по объему изделия.
Эта неоднородность может быть весьма разнообраз-
ной по своей топографии (положению в изделии и вели-
чине участков с отличающейся структурой), по своей
природе и причинам возникновения.
Чаще всего встречающимся видом структурной неод-
нородности является разнозернистость структуры, т. е.
неодинаковость размеров зерен, далеко выходящая за
пределы обычного нормального распределения этих раз-
меров.
В практике пластической деформации и последую-
щей термической обработки многих важных сплавов
сложного состава (жаропрочных на никелевой и желез-
ной основе, алюминиевых и др.) часто встречаются слу-
чаи образования зерен аномально больших размеров,
превышающих размеры исходных зерен в десятки и сот-
387
ни раз, т. е. намного больше тех, что возникают обычно
при рекристаллизации после деформации на критичес-
кую степень. Такое аномальное укрупнение зерен (кри-
сталлитов) называют огрублением, а саму структуру —
грубозернистой.
Количественную оценку разнозернистости проводят
по данным статистического металлографического ана-
лиза.
Рис. 211. Характер распределения зе-
рен по размерам S^=f(D^) для разно-
зернистых структур
Из измерения разме-
ров большого числа зерен
подсчитывают число зе-
рен данного размера N,
и строят кривые распре-
деления зерен по разме-
рам Ni=f(Di) (рис. 211).
Из этих кривых опре-
деляют размер наиболее
часто встречающихся зе-
рен Ов и максимальный
размер зерен Z)max, соот-
ветствующий правому
концу этой кривой. Средний диаметр зерна равен D —
= (I1DiNi)/Ny где N — общее число замеренных зерен
всех размеров.
Кривые распределения зерен по размерам, получен-
ные из замеров на плоских шлифах, не имеют характе-
ра кривых нормального распределения даже для одно-
родной структуры. Они всегда асимметричны и вытяну-
ты со стороны зерен крупных размеров. Симметричную
форму для однородной структуры они приобретают толь-
ко в полулогарифмических координатах. Поэтому зна-
чения О и DB никогда не совпадают.
Удельная доля зерен, имеющих в сечении размеры,
отличающиеся от средних, равна
= -5---=-------100 %,
D DN
где R — общее число групп зерен разных размеров.
Для однородных структур ДО/О = 304-35 %. Значе-
ния, превышающие 30—35%, свидетельствуют о разно-
зернистости.
Однако этот критерий ничего не говорит о величине
максимальных отклонений от статистически наиболее
388
вероятного размера DB. Она может быть оценена из от-
ношения Pmax/^в, характеризующего степень асиммет-
ричности кривой распределения. Для структур, состоя-
щих из равновеликих зерен, значение состав-
ляет 2,5—3. Для разнозернистых структур это отношение
больше трех и доходит до 9—10 и более.
Обе приведенные оценки, дополняя друг друга, поз-
воляют количественно охарактеризовать разнозерн’ис-
тость.
Более наглядно наличие разнозернистости выявляет-
ся, если строить не кривые распределения Ni=f(Di>)i а
кривые распределения площади, занимаемой на шлифе
зернами данного размера в функции размера зерен:
Si=f(Di) или
l<S7=W
Для разнозернистых структур характерно то, что за-
висимость Si=f(Di) изображается кривой с двумя мак-
симумами (или двумя кривыми), разделенными значи-
тельным интервалом (см. рис. 180,6). Чем больше раз-
позернистость, тем больше этот интервал. Отношение
площадей, занимаемых разными кривыми, свидетельству-
ет об удельном весе площади, занимаемой крупными зер-
нами, а отношение Л)тах,2’-^в1 характеризует максималь-
ное превышение размера крупных зерен над размером
основной массы мелких зерен.
Выбор на шлифе площади, на которой подсчитыва-
ют число и размеры зерен для построения кривых S2- =
должен осуществляться с учетом того, какой
топографический характер имеет разнозернистость в
данном конкретном случае.
Если область аномально крупных зерен расположе-
на в каких-то макроучастках изделия, например на его
периферии, как это показано на рис. 212, то разнозер-
питость является зональной.
Типичными примерами зональной разнозернистости
могут служить грубозернистые периферийные зоны, воз-
никающие при нагреве под закалку прессованных изде-
лий из некоторых промышленно важных алюминиевых
сплавов (рис. 212, а), горячедеформированных изделий
из углеродистой стали (рис. 212,6) и др. Зональная раз-
нозернистость встречается в изделиях сложной формы
из жаропрочных сплавов.
389
Рис. 212. Зональная разнозернистость, возникающая при йагреве
под закалку после горячей деформации:
а — прессованные изделия из алюминиевых сплавов («крупно-
кристаллический ободок»); б — горячедеформированные изделия
из углеродистой стали
390
Если аномальные зерна расположены узкими полос-
ами, чередующимися с мелкозернистыми полосами, то
гго случай строчечной разнозернистости. Характерным
примером указанного может служить строчечно-неодно-
родная (полосчатая) микроструктура в прокатанной и
н’рмически обработанной стали ШХ15 (рис. 213).
Когда отдельные крупные зерна или малые группы
их беспорядочно разбросаны по объему изделия, разно-
п'рнистость является островной. На рис. 214 приведен
характерный случай такой разнозернистости.
Разнозернистость и огрубление структуры, как пра-
вило, отрицательно влияют на свойства и часто приво-
дят к большим экономическим потерям. Особо опасно
огрубление структуры в готовых по форме изделиях из
сплавов, не испытывающих фазовой перекристаллиза-
ции, поскольку оно не поддается исправлению. Вследст-
вие этого грубозернистую зону, как правило, отрицатель-
но влияющую на большинство свойств, часто приходит-
ся удалять механической обработкой, предусматривая
для этого специальные допуски в размерах изделия.
Строчечная и островная разнозернистость может быть
причиной брака изделия в целом.
Но встречающаяся на практике неоднородность не
сводится только к разнозернистости. Она может быть
связана с различием в текстуре по объему изделия, с
наличием рекристаллизованных и перекристаллизован-
ных участков и т. д. Эти виды неоднородности по своей
топографии также могут иметь зональный, строчечный
пли островной характер.
Упомянутые виды неоднородности могут быть вызва-
ны разными причинами, которые можно свести к двум
группам:
1) разные условия деформации в различных макро-
объемах изделия и как следствие разная структура в де-
формированном состоянии. В этих условиях при терми-
ческой обработке после деформации рекристаллизация
в разных макрообъемах может совершаться по разным
механизмам, а при данном режиме термической обра-
ботки, одинаковом для всего изделия, завершаться в раз-
ных макрообъемах на разных стадиях процесса — от
полигонизации до далеко зашедшей вторичной рекри-
сталлизации. Эта же группа причин может привести и к
текстурной неоднородности по сечению и объему изде-
лий.
391
Рис. 213. Строчечная (полосчатая) микроструктура в стали
ШХ15, образовавшаяся после прокатки и последующем нагреве
Рис. 214. Островная разнозернистость в марганцевоцинковом
феррите после прессования и рекристаллизации. Х300
Представляется очевидным, что структурная неодно-
родность, вызванная этой группой причин, должна но-
сить, как правило, зональный характер; 2) различие в
фазовом составе и прежде всего различие в количестве,
типе и характере распределения дисперсных фаз.
392
В зависимости от того, какова топография неодно-
родности фазового состава, структурная неоднородность,
вызванная этой группой причин, может иметь зональный,
строчечный или островной характер.
%. СТРУКТУРНЫЕ НЕОДНОРОДНОСТИ,
ВЫЗВАННЫЕ УСЛОВИЯМИ ДЕФОРМАЦИИ,
И ПУТИ ИХ ПРЕДОТВРАЩЕНИЯ
Можно указать шесть основных случаев, когда причиной структур-
ных неоднородностей в рекристаллизованном состоянии являются
условия предшествовавшей деформации. Их можно охарактеризо-
вать следующим образом:
1. Условия пластического течения в поверхностных слоях де-
формируемой заготовки отличаются от условий течения в ее объеме
из-за сил трения между инструментом и поверхностью заготовки.
Соответственно отличаются ход рекристаллизации и структура по-
верхностных и сердцевидных слоев после рекристаллизации.
Этот случай является наиболее распространенным и проявляет-
ся при абсолютном большинстве применяемых схем дефромаций
(прокатке, осадке, экструзии, протяжке и т. д.).
В зависимости от схемы и условий деформации слои металла,
непосредственно соприкасающиеся с инструментом, могут быть сла-
бее или сильнее деформированы, чем внутренние слои.
В тех случаях, когда внешние усилия нормальны к направлению
ючсния металла, т. е. когда определяющими в формоизменении яв-
ляются сжимающие усилия (осадка) слои металла, непосредственно
соприкасающиеся с инструментом, деформируются слабее, чем внут-
ренние слои. Силы трения препятствуют течению металла в слоях,
примыкающих к торцевым плоскостям заготовки, деформируемой
осадкой.
В итоге при средней степени деформации е фактически по высо-
те изделия реализуется набор степеней деформации от еПов<еСр
ДО Ецентр^>6ср.
Ясно, что разная степень наклепа по высоте сечения приведет
к тому, что при рекристаллизационном отжиге такого изделия струк-
тура в разных сечениях окажется разной в соответствии со струк-
турой, отвечающей на диаграмме рекристаллизации разным степе-
ням деформации.
На рис. 215 показано различие в твердости (наклепе) заготов-
ки нихрома после осадки при комнатной температуре и вызванное
ним различие в температуре начала рекристаллизации. Видно, что
А/” для разных сечений составляет около 100° С.
В случае, когда определяющими в формоизменении являются
растягивающие усилия, слои металла, контактирующие с инструмен-
том (протяжка, экструзия), оказываются деформированными силь-
нее, чем внутренние. Силы трения способствуют более интенсивной
деформации этих слоев, более турбулентному характеру пластичес-
кого течения в них.
При прокатке картина является более сложной. Разница в сте-
пенях деформации по сечению зависит от соотношения между дли-
ной дуги захвата I к средней высоте сечения прокатываемой поло-
сы //ср-
25—790
393
Для прокатываемой полосы относительно небольшой высоты
(Z: /1Ср>0,5-т-1,0), когда деформация сжатия распространяется пол-
ностью по всей высоте сечения, изменение относительной деформации
1пЛ0/йк элементов объема, расположенных в разных объемах сече-
Твердость HRB ±р
Рис. 215. Распределение твердости HRB и /р по сечению оса-
женного цилиндрического образца сплава Ni+13% Сг при
ё=40 %:
1—5 — сечения, в центре которых измеряли твердость
Рис. 216. Неоднородность де-
формации по сечению прокаты-
ваемой полосы для случаев:
а-(//Лср)>(0,5-М,0);
б —(///icp,< (0,54-1); в — 1 дли-
на дуги захвата, йср — сред-
няя высота полосы (/i0—hK)fh0.
Цифры на рис. а, б — истинная
степень деформации в данном
сечении
ния, показано на рис. 216, б. Видно, что внутренние объемы сече-
ния полосы испытывают более интенсивную деформацию (вытяж-
ку), чем слои, прилегающие к валкам.
В случае полосы большой высоты (Z:/гСр<0,5-И,0) неравно-
мерность деформации по сечению увеличивается и меняет знак
по сравнению с предыдущим случаем. Так, на слябах алюминиевого
394
сплава Д16 при слабых и средних обжатиях в пределах 2,8—16,9%,
когда Z: /гср ~ 0,30,92, внутренние слои деформируются меньше
наружных (рис. 216, а), но при больших обжатиях (больше 20%)
отношение I: hcp изменяется до значений 1—1,25 и внутренние слои
деформируются сильнее (рис. 216,5).
На рис. 217 приведены данные о различии доли разных компо-
нент текстуры деформации по сечению заготовки из трансформатор-
ной стали.
Основным средством предотвращения или ослабления структур-
ной неоднородности, вызванной силами трения между деформиру-
гмыми металлом и инструментом,
является уменьшение этих сил за
счет использования различного ти-
па смазок.
2. Условия пластического те-
чения в поверхностных слоях из-
делия отличаются от условий в
объеме из-за охлаждения наруж-
ных слоев инструментом. Эти ус-
ловия реализуются при деформа-
ции металла, нагретого на высо-
кую температуру (горячая дефор-
мация) холодным инструментом
или нагретым на температуру ни-
же температур деформируемрго
металла.
В этом случае в приконтакт-
пых слоях металла его темпера-
тура будет ниже и соответствен-
но процессы динамического разу-
прочнения (возврата, полигониза-
ции, рекристаллизации) реализу-
ются в меньшей мере или вовсе не
реализуются. В результате дефор-
мация в поверхностных слоях бу-
дет носить промежуточный харак-
тер между горячей и холодной.
Рис. 217. Распределение доли раз-
ных компонент текстуры деформа-
ции по сечению прокатанной поло-
сы^ трансформаторной стали
Такие слои будут отличаться большей степенью наклепа и повы-
шенной плотностью дислокаций. В качестве примера можно приве-
сти данные о неоднородности степени рекристаллизации по толщи-
не образца стали Х18Н8 непосредственно после горячей деформа-
ции прокаткой при 1100° С без последеформационного нагрева. В то
время как в средней части образца (на расстоянии 7 мм от поверх-
ности) структура полностью рекристаллизована, в поверхностном
слое вплоть до глубины 2 мм структура полностью нерекристалли-
ювана. На глубине от 3 до 5 мм структура частично рекристалли-
зована и особенно неоднородна. В этом слое по мере удаления от
поверхности доля рекристаллизованных зерен соответственно рас-
тет от 20 до 100%.
При горячей деформации с малыми скоростями процесс разу-
прочнения в срединных слоях может ограничиться динамической
полигонизацией, тогда как в периферийных слоях результат может
быть двояким: либо наклеп в нем окажется столь высоким, что в
слое пройдут начальные стадии динамической рекристаллизации,
либо наклеп сохранится после деформации и обеспечит условия для
395
статической рекристаллизации при последующем последеформацион-
ном нагреве.
Толщина приповерхностного слоя Хтах, на которую распро-
страняется охлаждающее действие инструмента, в литературе не
совсем удачно названа зоной затвердевания.
Толщина слоя Хтах может быть при определенных допущениях
рассчитана теоретически. В. И. Шилов и М. И. Сиротин для случая
горячей прокатки определили зависимость
л 2с V a-i т
-^тах ==2,87 -
ехР ощах
где с —
е*Р бтах — 1
ехр 6 тах
х 1
0= in — —
/11
-г- максимальная относительная деформация (/г0 и — высота поло-
сы до и после прокатки в данном проходе); — коэффициент тем-
пературопроводности в металле, зависящий от его теплофизических
свойств и температуры; т — время контакта между деформируе-
Х/пах >мм
Хтах> мм
opoi о,оог орои ороотр
Рис. 218. Номограмма для определения толщины приповерхностного охлажден-
ного слоя («зоны твердения» 2fmax) ПРИ горячей прокатке полосы из стали
40. Начальная температура металла 1200 (а) и 900 °C (б). Коэффициент об-
жатия ho/hi полосы за проход:
1 — 1,01; 2 — 1,20; 3 — 1,40; 4 — 1,60; 5 — 1,80; 6 — 2,00
мым металлом и валком (время прохождения валком пути, равного
протяженности зоны деформации),
На рис. 218 в качестве примера приведена одна из рассчитан-
ных авторами номограмм для определения Xmax при прокатке полос
из стали 40.
Последеформационный нагрев металла с такой неоднородной
по толщине изделия структурой в отдельных редких случаях может
уменьшить эту неоднородность, но чаще он ее усиливает. В наруж-
ных слоях будет совершаться статическая первичная рекристаллиза-
ция, а во внутренних — собирательная рекристаллизация зерен, об-
разовавшихся динамической рекристаллизацией.
Картина существенно усложняется, если температура нагрева
сплава перед началом деформации соответствовала состоянию одно-
фазного твердого раствора, а температура охлажденного слоя —
двухфазному состоянию. В этом случае в охлажденном внешнем
396
слое деформация будет сопровождаться распадом пересыщенного
гордого раствора с выделением частиц избыточных дисперсных
фпi.
В этих условиях рекристаллизация при последеформационном
нт реве может дать весьма различную по однородности микрострук-
туру в зависимости от того, какова природа выделившихся частиц
н скорость их обратного растворения при температуре нагерва, а
ыкже какова степень однородности распада по объему изделия.
Если распад был интенсивным, а скорость растворения невели-
ки, то при нагреве в наружных слоях, охлажденных при деформа-
ции, могут сложиться благоприятные условия для роста малого
числа центров первичной или вторичной рекристаллизации (основная
масса зерен до определенного момента будет стабилизирована вы-
делившимися дисперсными частицами). Примером неоднородности
ируктуры, сформировавшейся таким образом, является крупно-
кристаллический «ободок», часто возникающий при нагреве под за-
колку некоторых горячепрессованных алюминиевых сплавов и ста-
лей (см. рис. 212).
3. Условия пластического течения в наружных слоях изделия
отличаются от условий в объеме из-за разогрева внешних слоев под
влиянием сил трения. Этот случай по смыслу противоположен пре-
дыдущему. Такие условия чаще всего создаются при холодной
обработке труднодеформируемых сплавов. Разница в температуре
наружного и внутреннего слоев может достигать 100—200° С. Та-
кое повышение температуры внешних слоев может иметь разные
последствия в зависимости от природы сплава. Температура может
Лцшоприятствовать протеканию во внешних слоях динамического
йп трата и даже рекристаллизации. Могут создаваться условия, об-
итающие деформационное старение.
Эти неоднордоности в состоянии непосредственно после дефор-
мации оказывают влияние и на условия формирования структуры
при последующем отжиге.
С повышением температуры нагрева металла перед деформацией
дополнительный разогрев наружных слоев уменьшается и соответст-
MVIIHO уменьшается перепад температур по сечению.
4. Условия пластического течения в разных макрообъемах изде-
1ич резко отличаются из-за сложной формы изделия.
В этом случае в изделии (заготовке) по существу имеется на-
пор степеней деформации, часто от «критической» и даже меньшей
и до максимально возможных в данном материале.
Для моделирования процесса пластического течения металла
м гаких изделиях сложной формы и определения истинных дефор-
маций в разных макрообъемах изделия часто используют метод де-
формации свинцовых (вообще высокопластичных) заготовок с на-
игсеипыми на их торцах координатными сетками (рис. 219). Анализ
формоизменения отдельных ячеек такой сетки, расположенных в
рлшых сечениях, и позволяет определить истинную степень дефор-
мации в данном объеме заготовки.
Типичным примером указанных условий деформации является
inI имповка лопаток газотурбинных двигателей, профиль которых в
нак ипи носит сложный характер. На рис. 220 показана микрострук-
ivpa такой лопатки из сплава ХН65КМВЮБ. Особенностью этого
• и лива является то, что при охлаждении после горячей деформации
н нем’ идет распад с выделением большого количества у'-фазы, изо-
морфной матрице.
397
Этот распад происходит по-разному в некристаллизованных i
рекристаллизованных зернах. В первых из них распад носит коге
рентный характер и вызывает сильный фазовый наклеп. При трав
лении в реактике Круппа эти зерна травятся сильнее и выглядя1
темными. В рекристаллизованных зернах распад некогерентный, фа
за скоагулирована, фазовый наклеп значительно меньше. Таки
зерна травятся труднее и выглядят светлыми.
Рис. 219. Определение истинных деформаций в сечении пера лопатки
с помощью координатных сеток:
'а — исходное состояние; б — s ср =38 %
Рис. 220. Микроструктура с<
чения штампованной лопа:
ки газотурбинного двигател
после горячей деформации
рекристаллизованные (свеч
лые участки) и нерекриста^
лизованные (темные учас:
ки) объемы, различно пре
травленные
398
Указанная особенность такого сплава позволяет хорошо вмяв-
ши. структурную неоднородность в разных объемах лопатки, выз-
нанную неоднородностью деформации. Ясно, что объемы, в которых
рекристаллизация успела совершиться в процессе деформации, были
t нльпее деформированы, чем объемы, в которых структура сохра-
нилась перекристаллизованной.
Подобный метод травления, позволяющий различать деформи-
рованные и рекристаллизованные зерна, может быть весьма эффек-
tiituio использован для изучения кинетики рекристаллизации при
юр ячей деформации и других стареющих сплавов при соответствую-
щем подборе режимов травления и термической обработки.
Микроструктура сечения газотурбинной лопатки, приведенная
ий рис. 220, свидетельствует о большой макро- и микронеоднород-
нш’ти структуры в состоянии непосредственно после горячей дефор-
©OOOVwT^uO О О©о\
feoooooooooooo©§
Рис. 221. Форма заготовки (§§©ОООООООООООО©
дли штамповки лопаток га-
iiiht.ix турбин, уменьшающая
I радиант деформаций в раз-
ных сечениях изделия
>о©ООООООООООООо^
Мици и. Наряду с макрозонами, структура которых полностью рек-
ристаллизована, есть макрообласти, в которых рекристаллизация
лиже не началась.
Эти две крайние области разделены областью частичной рек-
ристаллизации, в которой неоднородность носит островной харак-
тер.
Ясно, что подобная структура весьма нестабильна. При после-
дующем рекристаллизационном’ отжиге рекристаллизация протекает
ищите неоднородно по скорости в разных макро- и микрозонах.
I (годпородность будет еще усиливаться разным состоянием и ха-
рактером распределения частиц второй фазы. Совокупность этих
условий может привести к аномально крупному локальному росту
4₽реп в области малых («критически») и средних (второй макси-
мум) степеней деформации.
Неоднородность структуры в изделиях сложной формы, изготав-
ливаемых методами горячей деформации, может быть существенно
уменьшена за счет снижения скорости деформации.
Другим способом уменьшения неоднородности этого типа явля-
йся изменение формы заготовки в таком направлении, чтобы умень-
шить градиент деформаций в разных сечениях изделия. Примером
1йкого изменения может служить форма заготовок для упомянутых
/ншаток газовых турбин (рис. 221).
5. Деформация носит очень локальный характер, плохо контро-
лируемый по степени и условиям ее осуществления.
К такому случаю относится деформация при удалении облоя,
шк’рациях высечки, локальном’ изгибе и т. п.
Нагрев после такой деформации может привести к образованию
шкальных участков либо с весьма мелким зерном (если локальная
399
деформация была сильной), либо с крупным зерном, если локаль-
ная деформация была близка к критической.
6. Скорость охлаждения после деформации такова, что рекрис-
таллизация успевает совершиться частично и неоднородно по объ-
ему заготовки.
Рекристаллизация в условиях высокотемпературной деформации
протекает с очень большой скоростью как в процессе самой дефор-
мации, так и при последующей выдержке при температуре дефор-
мации или даже в процессе охлаждения. Время заметных структур-
ных изменений при этом исчисляется секундами, а иногда даже до-
лями секунды.
На рис. 203 приведены диаграммы рекристаллизации для аусте-
нитной и ферритной сталей после деформации и последующего ох-
лаждения без подстуживания и с подстуживанием1 разной продол-
жительности начиная с весьма малых времен. Их анализ подтверж-
дает сказанное и позволяет прогнозировать возможный характер
неоднородности структуры в зависимости от фактических условий
деформации и охлаждения.
3. СТРУКТУРНЫЕ НЕОДНОРОДНОСТИ,
ВЫЗВАННЫЕ НЕОДНОРОДНОСТЯМИ
ФАЗОВОГО СОСТАВА,
И ПУТИ ИХ ПРЕДОТВРАЩЕНИЯ
Структурную неоднородность, кроме условий деформации, часто
вызывает неоднородность фазового состава и прежде всего наличие
частиц дисперсных фаз. Следует отметить, что речь идет о фазо-
вой, а не химической неоднородности. Химическая неоднородность
сама по себе не вызывает сильной структурной неоднородности, если
она не приводит к фазовой неоднородности (за счет распада пере-
сыщенного твердого раствора и др.).
Рассмотрим наиболее важные и часто встречающиеся случаи,
когда определяющую роль играет фазовая неоднородность.
А. Отдельные крупные частицы других фаз или их колонии из-
меняют условия пластической деформации и последующей рекристал-
лизации в объемах матрицы, примыкающих к этим частицам (коло-
ниям).
Пластическое течение в областях матрицы, примыкающих к дис-
персным частицам, происходит более турбулентно. Изгиб кристал-
лической решетки (избыток дислокаций одного знака) в этих облас-
тях больше. В результате при нагреве в этих участках зародыши
рекристаллизации формируются раньше, чем в других объемах ма-
териала (см. рис. 181, в). Эффект этот проявляется тем сильнее, чем
менее правильная форма включений и их границ и чем выше их
твердость.
Дальнейшее поведение этих, ранее других возникших зародышей
зависит от ряда факторов и прежде всего от разности коэффициен-
тов термического расширения, включений и матрицы. Если эта раз-
ница велика, то зародыши кристаллизации испытывают фазовый
наклеп, их объемная энергия окажется большей, чем у зародышей,
возникающих вдали от включений, и последние могут их «погло-
тить» в процессе роста. Если же эта разница мала, то зародыши,
возникающие у включений, окажутся жизнеспособными и будут опе-
режать в своем росте другие зародыши.
400
Преимущественное образование зародышей у включений приво-
ди г к рассеянию, а при определенных условиях даже к устранению
Iркстуры рекристаллизации.
Б. Сплав перед холодной деформацией содержит неоднородно
распределенные частицы дисперсных фаз, растворимость которых уве-
iii'iпвается с повышением температуры, а отжиг после деформации
проводят при температуре, соответствующей относительно медлен-
ному растворению этих частиц.
При нагреве до температуры ниже температуры начала раство-
рения дисперсных фаз микроструктура сплавов с дисперсными фа-
Н1мп обладает меньшей величиной зерна. Но с повышением темпера-
|уры и началом растворения дисперсных фаз скорость роста зерна
п менее чистых сплавах становится очень высокой и большей, чем
Гис. 222. Распределение зерен по размерам при разных температурах в спла-
nt. содержащем частицы дисперсных фаз. Температура нагрева:
ч до начала растворения частиц дисперсных фаз; б — частичное растворе-
ние; в — значительно выше температуры растворения; — площадь, занима-
емая зернами t-того размера; — диаметр зерен t-того размера
и сплавах без дисперсных фаз. При этом, как правило, рост зерен,
особенно на начальной стадии, идет очень неоднородно и сопровож-
|.|стся возникновением островной разнозернистости. Это увеличе-
ние разнозернистости всегда предшествует началу общего интенсив-
ного роста зерен, кроме случая, когда растворимость дисперсных
фаз совершается с большей скоростью. Поэтому по мере того, как
ц мпература отжига превышает температуру начала растворения
шсперсных фаз, разнозернистость сплавов, содержащих эти фазы,
уменьшается. Качественно зависимость разнозернистости от темпе-
ратуры нагрева при наличии дисперсных фаз, растворимых при вы-
< ок их температурах, выглядит так, как это показано на схеме рис.
'"22.
Наиболее благоприятные условия для образования разнозер-
пистой и даже огрубленной структуры создаются в том случае, ког-
|.| описанный ранее процесс роста зерен в условиях медленного
растворения дисперсных частиц происходит после деформации на
критическую степень.
На рис. 193, д, е приведены диаграммы рекристаллизации двух
• гилей Х18Н14М2 и Х18Н14М2Б1, из которых вторая характеризу-
ется повышенным количеством частиц дисперсных фаз — карбида
NbC и интерметаллида Fe3Nb2.
На обеих диаграммах выявлен максимум величины зерна при
рекристаллизации после критической степени деформации. Однако
401
в стали Х18Н14М2Б1, содержащей дисперсные фазы, максимальный
размер зерна оказался во много раз большим.
Наличие дисперсных фаз и растворение способствуют образова-
нию огрубленной структуры и при средних степенях деформации.
В. Сплав перед горячей деформацией находился в состоянии
пересыщенного твердого раствора и деформация сопровождалась
макро- или микронеоднородным выделением избыточных фаз, а по-
следующий рекристаллизационный отжиг их замедленным и неод-
нородным растворением.
Этот случай отличается от предыдущего тем, что выделения вто-
рой фазы (фаз) отсутствовали до деформации и образуются в про-
цессе деформации и (или) последующего охлаждения.
Условия и степень однородности деформации будут определять
степень однородности распада, количество и степень стабильности
дисперсных частиц и тем самым скорость, а также степень равно-
мерности их растворения.
Установлено, что между склонностью к образованию разнозер-
нистости (к избирательному росту отдельных зерен) и средним раз-
мером зерен матрицы к концу первичной рекристаллизации, а также
количеством частиц дисперсных фаз имеется определенная корреля-
ция.
Чем крупнее размер зерна матрицы, полученной к концу первич-
ной рекристаллизации, тем меньше суммарная поверхность границ,
тем больше плотность дисперсных фаз по границам зерен и, следо-
вательно, тем сильнее торможение миграции границ этими фазами.
С началом растворения дисперсных фаз эффект торможения
ослабевает и тем' сильнее, чем выше температура отжига. Создают-
ся условия для роста зерен.
Однако движущая сила роста зерен уменьшается с укрупнением
зерен и, следовательно, с ростом температуры.
Поэтому при определенной температуре для данного сплава
должен существовать такой критический размер зерна матрицы, при
котором движущая сила будет уравновешена тормозящей силой.
С началом растворения неоднородно распределенных дисперсных
фаз в локальных участках границ тормозящий эффект окажется
меньше движущей силы и начнется рост отдельных зерен, т. е. насту-
пит вторичная рекристаллизация.
Если в производственных условиях, исходя из диаграмм ре-
кристаллизации, будет предотвращено получение критического раз-
мера зерна к концу первичной рекристаллизации, то будет обеспе-
чено отсутствие грубой разнозернистости в частности, поскольку
высота второго максимума резко снижается с понижением темпе-
ратуры и длительности отжига, то во всех случаях, когда такие
изменения технологически допустимы, они могут быть рекомендова-
ны для снижения разнозернистости.
Г. Фазовый состав и соответственно характер структурных из-
менений при пластической деформации и последующем нагреве в по-
верхностных слоях изделий и сердцевине существенно отличаются
из-за взаимодействия поверхностных слоев металла с атмосферой.
Характерным и часто встречающимся примером этого является
образование обезуглероженной зоны в поверхностных слоях изде-
лий из углеродистой стали при их нагреве в окислительной среде.
Обезуглероживание приводит к резкому уменьшению количест-
ва карбидных частиц (цементита), которые играют роль барьеров,
препятствующих росту зерен при нагреве.
402
В результате после деформации и нагрева в изделии возникает
макроразнозернистость: приповерхностная обезуглероженная зона
отличается значительно более крупным зерном, чем сердцевинные
слои.
В других случаях газовая атмосфера может приводить, наобо-
рот, к обогащению внешних слоев частицами дисперсных фаз. Тогда
приповерхностные слои будут отличаться более мелким зерном, чем
срединные слои.
РЕКОМЕНДАТЕЛЬНЫЙ БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК
Горелик С. С. Рекристаллизация металлов и сплавов. М., «Ме-
таллургия», 1978. 567 с. с ил.
целиков А. И. Теория расчета усилий в прокатных станах. М.,
Металлургиздат, 1962. 494 с. с ил.
Шилов В. И., Сиротин М. И. — «Тр. Ин-та металлургии Ураль-
ского филиала АН СССР». Сб. № 23. Свердловск, 1971. с, 16—28.
Завьялов А. С. Влияние основных факторов на температуру ра-
зупрочнения и рекристаллизации сплавов железа. Л. ЛДНТП, 1974.
36 с. с ил.
ГЛАВА XI
ТЕКСТУРЫ РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИИ
В результате отжига деформированного материала, в
котором имелась текстура деформации, как правило,
возникает текстура рекристаллизации, которая или иден-
тична текстуре деформации, или закономерно от нее от-
личается. Практическое значение текстур рекристалли-
зации весьма велико и определяется вызываемой ими
анизотропией физических и механических свойств. При-
меры положительного и отрицательного влияния тексту-
ры на свойства приведены в гл. VI.
На тип текстуры рекристаллизации влияет значитель-
но большее число факторов, чем на тип текстуры дефор-
мации. Последняя формируется в процессе сдвиговой
реформации под воздействием ориентированно прило-
женных внешних сил. В текстурах деформации отчетли-
во проявляется значение условий и схемы деформации,
числа и типа действующих систем скольжения, особен-
ности поведения дислокаций в данном материале.
Формирование текстур рекристаллизации происходит
при нагреве и связано со структурными изменениями,
направление которых определяется стремлением системы
к уменьшению энергии и внутренними, локально весьма
403
неоднородными движущими силами процесса. Оно реа-
лизуется путем термически активируемых процессов об-
разования центров первичной рекристаллизации и их
роста за счет деформированной матрицы и друг друга.
Скольжение дислокаций участвует лишь в самой на-
чальной стадии формирования зародышей. Дальнейшие
стадии процесса связаны с переползанием дислокаций,
с движением большеугловых границ, с коллективными
атомными перемещениями и диффузией одиночных ато-
мов, абсолютной и относительной разницей в объемной,
зернограничной и поверхностной энергии границ зерен
разных текстурных компонент, с тормозящей ролью ча-
стиц дисперсных фаз.
Поэтому на типе текстур рекристаллизации Менее от-
четливо проявляется кристаллография скольжения. Су-
щественными оказываются химический состав, примеси
и особенно частицы нерастворенных фаз, их дисперс-
ность, характер распределения и способность в ряде слу-
чаев избирательно взаимодействовать с границами раз-
ного типа, локальная неоднородность плотности дисло-
каций, исходная величина зерна, а также текстура де-
формации, в том числе в локальных объемах, т.-е. пре-
дыстория образца, температура и длительность отжига,
атмосфера, в которой проводится отжиг, толщина изде-
лия и т. д.
Влияние состава отчетливо проявляется при сопос-
тавлении данных для изоморфных материалов с одина-
ковыми системами скольжения, как следствие этого, с
одинаковыми текстурами деформации. Примером, став-
шим классическим, являются результаты, полученные
впервые Глокером с сотр. на меди и серебре, прокатан-
ных на 99,9%. Текстура прокатки оказалась в обоих слу-
чаях одинаковой {011} <211>, а текстуры рекристал-
лизации— различными: в меди текстура куба {100}
<001 >, в серебре текстура {113} <211>, которая по-
лучается из текстуры прокатки поворотом вокруг оси
<211> на ±31,5°. Кроме того, при повышении темпе-
ратуры отжига текстура куба в меди сохраняется чет-
ко, тогда как текстура {113} <211> в серебре стано-
вится менее четко выраженной.
Малые примеси (сотые и десятые доли атомных про-
центов) слабо влияют на текстуру деформации, тогда
как их влияние на тип текстуры рекристаллизации очень
велико.
404
Упомянутая ранее текстура куба очень распростра-
нена в металлах и сплавах с решеткой г. ц. к. Она обра-
зуется при рекристаллизации прокатанных меди, нике-
ля, золота, свинца, серебра (примесей <5—10-10—3 ат),
сплавов Fe—Ni (30—100% Ni), Ni—Мп (1% Мп);
Си—Zn (до l%Zn), в некоторых тройных сплавах же-
леза, никеля и меди;
Вместе с тем текстура куба оказалась очень чувстви-
тельной к малым добавкам. Добавки в медь алюминия
(0,2%) и кадмия (0,1%) благоприятствуют образова-
нию текстуры куба, тогда как введение 0,0025% (ат.)
фосфора в медь чистотой 99,99% (по массе) подавляет
образование кубической текстуры и обеспечивает полное
рассеяние текстуры рекристаллизации после отжига
(прокатка с обжатием 95%, отжиг 1 ч при 300°С). В то
же время заметного влияния на текстуру холодной про-
катки меди фосфор не оказывает.
Малые количества железа, растворенного в техничес-
ки чистом алюминии (99,8%), уничтожают текстуру ре-
кристаллизации, тогда как более высокое содержание
железа, при котором оно выделяется в виде избыточной
второй фазы, такого действия не оказывает.
Для того чтобы малые добавки устраняли текстуру
рекристаллизации, они должны быть поверхностно ак-
тивными, не изоморфными с основным металлом и рас-
творенными в нем. Усложнение текстуры рекристаллиза-
ции в медных сплавах и приближение ее к неупорядо-
ченному расположению ориентировок дают элементы,
растворимые в меди и интенсивно повышающие при этом
твердость.
Существенное влияние на тип текстуры рекристалли-
зации оказывают также температура и длительность от-
жига. ’ I
Однако в настоящее время еще невозможно уверен-
но сформулировать условия, необходимые и достаточные
для изменения типа текстур рекристаллизации.
Из рассмотрения механизма рекристаллизации (см.
гл. VII—IX) следуют два момента, важные для понима-
ния текстурообразования. Во-первых, то, что условия
протекания рекристаллизации обусловлены прежде всего
структурой, сформировавшейся при деформации, и пре-
жде всего особенностями и характером различия этой
структуры в локальных соседних объемах металла. Во-
вторых, то, что при рекристаллизации не могут образо-
405
ваться ориентировки, которых не было бы в деформиро-
ванном материале, точнее, которые бы от них существен-
но отличались.
Однако, как видно из примеров, приведенных ранее,
это не означает, что текстура, образовавшаяся при де-
формации, однозначно предопределяет текстуру рекри-
сталлизации.
Опыт показывает, что при одной и той же исходной
текстуре деформации, включая ее слабые компоненты,
невыявляемые обычными методами, можно получить при
отжиге разные текстуры рекристаллизации. Этого мож-
но добиться, меняя условия нагрева и чистоту металла,
используя фазовые превращения, и др.
Поэтому основной вопрос теории текстурообразова-
ния состоит в том, на какой стадии происходит отбор
ориентировок, приводящий к текстурам рекристаллиза-
ции: на стадии образования центров рекристаллизации
или в процессе их дальнейшего роста. Рассмотрим крат-
ко имеющиеся представления по этому вопросу.
1. ОСНОВНЫЕ ТЕОРИИ ФОРМИРОВАНИЯ
ТЕКСТУР РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИИ
ТЕОРИЯ ОРИЕНТИРОВАННОГО ЗАРОЖДЕНИЯ.
Эта теория сводится к тому, что зародыши первичной
рекристаллизации обладают определенной ориентиров-
кой, кристаллографически закономерно связанной с тек-
стурой деформации. Рост ориентированных зародышей
за счет деформированной матрицы и создает текстуру
рекристаллизации.
Изменяя условия нагрева (температуру, скорость) и
используя роль дисперсных фаз, можно изменять соот-
ношение инкубационных периодов для зародышей, рас-
положенных в различно ориентированных областях, и
тем самым изменять текстуру рекристаллизации.
Недостатком теории ориентированного зарождения
является то, что она не объясняет часто наблюдаемого
на практике изменения типа текстуры в процессе рекри-
сталлизации и уже поэтому не является универсальной.
ТЕОРИЯ ОРИЕНТИРОВАННОГО РОСТА. Эта тео-
рия основана на том факте, что подвижность границ М
и соответственно скорость миграции границ зерен резко
зависят от взаимной ориентировки соседних кристаллов
и ряда других факторов, Согласно указанной теории на
начальной стадии первичной рекристаллизации сущест-
вуют зародыши с любыми ориентировками, но в процес-
се роста происходит их «селекция», ускоренно развива-
ются и «выживают» лишь те зародыши, ориентировка
которых относительно текстурованной деформированной
матрицы соответствует максимальной подвижности их
границ.
Теория ориентированного роста основана на многих
экспериментальных фактах и хорошо объясняет многие
закономерности. Вместе с тем она бессильна при попыт-
ках объяснить такие факты, как совпадение текстур ре-
кристаллизации с текстурами деформации.
ОБЪЕДИНЕННАЯ ТЕОРИЯ ОРИЕНТИРОВАННЫХ
ЗАРОЖДЕНИЙ И РОСТА. Электронномикроскопичес-
кие исследования дислокационной структуры ^кристал-
лографической ориентировки очень малых объемов (дис-
локационных ячеек, субзерен, зародышей рекристалли-
зации, приграничных объемов и т. д.) показали, что дей-
ствительно ориентировка зародышей рекристаллизации
всегда связана определенным образом с ориентировкой
тех локальных объемов деформированной матрицы, в
которых они образовывались, точнее, практически повто-
ряют эту ориентировку (см. гл. VII). Но скорость роста
различных зародышей в текстурованной матрице раз-
лична.
Эта скорость является результатом конкурирующего
действия движущих и тормозящих сил, который опреде-
ляется взаимодействием большого числа факторов. В раз-
ных условиях и на разных стадиях процесса решающую
роль играет какой-то из этих факторов. .Поэтому в каж-
дом конкретном случае необходимо из сопоставления
данных анализа локальных ориентировок и усредненных
текстур в деформированном состоянии на разных стади-
ях рекристаллизации, из данных о кинетике усиления
одних и ослабления других ориентировок, о состоянии
примесей и их распределении, решать вопрос о том, ка-
кой из процессов (зарождения или роста) является веду-
щим в данном случае и в силу каких причин.
Таким образом, современная теория текстур рекри-
сталлизации по существу объединяет предшествующие
две. <
Как будет показано с позиции объединенной теории,
хорошо объясняются многие сложные случаи, в том чис-
ле образования и последовательного изменения тексту-
407
ры на разных стадиях рекристаллизации в зависимости
от разных факторов.
Удобно рассмотреть это применительно к трем основ-
ным типам текстурных изменений, которые возможны при
отжиге деформированного текстурованного' материала:
1) текстура деформации сохраняется при рекристаллиза-
ционном отжиге; 2) текстура деформации полностью или
частично заменяется при рекристаллизации иной тексту-
рой, состоящей из одной или нескольких компонент. Эта
замена может происходить на разных стадиях рекристал-
лизации— первичной собирательной или вторичной. Час-
то текстура, возникающая на ранней стадии рекристалли-
зации, заменяется на более поздней стадии процесса но-
вой текстурой; 3) текстура деформации заменяется при
рекристаллизации полностью или частично неупорядочен-
но ориентированными новыми зернами. Этот случай
встречается реже двух первых.
2. ОСНОВНЫЕ ТИПЫ ТЕКСТУРНЫХ ИЗМЕНЕНИЙ
ПРИ РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИИ
СОХРАНЕНИЕ ПРИ ОТЖИГЕ ТЕКСТУРЫ ДЕФОР-
МАЦИИ. Самым простым объяснением механизма со-
хранения при отжиге текстуры деформации является то,
что в данном случае определяющим является ориен-
тированное зарождение центров рекристаллизации, име-
ющих ту же ориентировку, что и основной объем дефор-
мированной матрицы. Как будет показано, это представ-
ление справедливо, но не является исчерпывающим.
Можно назвать, по крайней мере, три возможных
способа сохранения текстуры деформации: первые два
из них, видимо, имеют универсальное значение, третий
может быть использован лишь в частных случаях.
Рассмотрим эти случаи:
1. Кратковременный отжиг материала, деформиро-
ванного на высокую степень в условиях скоростного на-
грева (например, индукционный или контактный элек-
тронагрев) , на температуру, превышающую для обыч-
ных скоростей нагрева.
В этих условиях за небольшое время пребывания при
высокой температуре успевают оформиться зародыши
рекристаллизации из субзерен не только в участках с
максимальной кривизной решетки, но и в областях, ме-
нее благоприятных для зародышеобразования. Ориен-
408
тировка зародышей будет соответствовать ориентировке
микроучастков деформированного материала, в которых
они зародились, т. е. реализуется в чистом виде ориен-
тированное зародышеобразование. Вместе с тем кратко-
временность пребывания при высокой температуре не
дает возможности развиться сколь-нибудь заметно соби-
рательной или вторичной рекристаллизации. Таким пу-
тем можно сохранить полностью текстуру деформации
или в крайнем случае в качестве превалирующей компо-
ненту при небольшой доле других ориентировок.
П. Д. Избранов, В. А. Павлов, Н. М. Родигин каче-
ственно изучали текстуру рекристаллизации в трансфор-
маторной стали [3,54% (по массе )Si] в зависимости
от продолжительности отжига. Были использованы боль-
шие скорости нагрева (1000—1100°С/с). На I стадии
рекристаллизации текстура оказалась такой же, как и
текстура деформации, но еще более четкой. В процессе
дальнейшей изотермической выдержки текстура почти
полностью исчезла, затем появилась и стала усиливать-
ся новая ориентировка, отличная от деформационной.
Аналогичный результат получили при нагреве с разны-
ми скоростями деформированной стали 10.
2. Нагрев с обычной скоростью до относительно не-
высоких температур, при котором успевает совершить-
ся первичная рекристаллизация из большого числа цен-
тров и практически не развивается собирательная.
В подтверждение можно привести следующие при-
меры.
В холоднотянутой алюминиевой проволоке
(99,95% А1) с аксиальной текстурой <Ш> последняя
сохранилась после отжига при 500° С и сменилась тек-
стурой < 112> после отжига при 600°С.
Сплав Fe-]-3% Si подвергали отжигу при 650 и 925° С.
В первом случае текстура рекристаллизации оказалась
идентичной текстуре деформации, а во втором — отлич-
ной от нее. Чем больше степень деформации и острее
текстура деформации, тем четче последняя повторяется
текстурой рекристаллизации при низкотемпературном
отжиге.
3. Возврат и начальные стадии рекристаллизации в
условиях параллельно протекающего распада пересы-
щенных твердых растворов. В этом случае ро.ст субзерен
и зародышей рекристаллизации и связанное с этим «пое-
дание» зерен одной ориентировки быстрее растущими
26—790
409
зернами другой ориентировки становятся невозможными
из-за барьерного действия частиц.
Примером роли такого механизма могут служить
данные, полученные на листовой низкоуглеродистой
стали с добавками ниобия (Nb0,126%, С0,015%). Лис-
ты после холодной прокатки на 40—90% отжигали при
800° С, 10 ч. Текстура рекристаллизации оказалась по-
добной текстуре прокатки с сохранением основной сос-
тавляющей типа {111} <111>. Торможение развития
составляющей {110} <001 > осуществлялось выделе-
ниями, содержащими ниобий, размером ~ 15 нм.
В стали, содержащей меньшее количество ниобия и
углерода (Nb 0,039%, С 0,003%), такого эффекта не на-
блюдали.
Таким образом, большое количество дисперсных ча-
стиц, их высокая дисперсность и устойчивость против
коагуляции являются условием сохранения текстуры
деформации стареющих сплавов. Вместе с тем выделе-
ния не’должны быть когерентными с матрицей, в про-
тивном случае они будут выделяться на дислокациях,
задерживать их перераспределение и формирование
центров рекристаллизации, а не только'их рост.
Особенностью описанных приемов является то, что при
их использовании текстура рекристаллизации повторяет
текстуру деформации.
На практике возможны случаи, когда некоторые из
этих приемов и явлений (скоростной кратковременный
высокотемпературный нагрев, низкотемпературный на-
грев, наложения распада на рекристаллизацию и др.)
являются технологически неизбежными. В этих случаях
воздействие на текстуру рекристаллизации возможно
только через воздействие на текстуру деформации, кото-
рой можно управлять, изменяя условия деформации (сте-
пень, температуру, скорость и т. д.) или легируя сплав.
ИЗМЕНЕНИЕ ТЕКСТУРЫ НА РАЗНЫХ СТАДИЯХ
РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИИ. Изменение текстуры в процес-
се рекристаллизации, тем более неоднократное, связано,
как правило, с одновременным действием ориентирован-
ных зарождения и роста при превалирующей роли како-
го-то из этих процессов .или только с ориентированным
ростом.
Превалирующая роль ориентированного роста прояв-
ляется в тех случаях, когда на начальной стадии отжига
возникают зародыши разных ориентаций и для получе-
410
пия заданной текстуры необходимо создать предпочти-
тельные условия для развития соответствующей компо-
ненты.
Превалирующая роль ориентированного зарождения
проявляется в тех случаях, когда с помощью специаль-
ных приемов затормаживается зарождение ненужной
компоненты.
ЗАМЕНА В ПРОЦЕССЕ ВТОРИЧНОЙ РЕКРИ-
СТАЛЛИЗАЦИИ ОСНОВНОЙ КОМПОНЕНТЫ СЛА-
БЫМИ КОМПОНЕНТАМИ ТЕКСТУРЫ ПЕРВИЧНОЙ
РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИИ. Общей закономерностью для
текстурных изменений на стадии вторичной рекристал-
лизации в системе, состоящей из основной и слабой ком-
поненты, должны быть превращения части зерен слабой
компоненты в центры вторичной рекристаллизации и ко-
нечное превращение слабой компоненты в основную.
Действительно, после того как зерна основной ком-
поненты, окружающие зерно слабой компоненты, вырас-
тут за его счет, их дальнейший рост прекратится или
резко замедлится, так как соседями станут зерна тех же
ориентировок. При этом чем меньше рассеяние текстуры
основной компоненты, тем сильнее будет это замедле-
ние роста. Что касается тех немногих зерен слабой ком-
поненты, которые будут расти за счет окружения, то по
мере своего роста скорость миграции их границ будет не
уменьшаться, а возрастать, так как движущая сила, свя-
занная с разностью поверхностной энергии (разностью
размеров зерен), будет непрерывно увеличиваться, Под-
вижность же границ, определяемая разориентировками
растущего зерна и окружения, будет оставаться высо-
кой.
Если к тому же имеется благоприятное различие в
объемной энергии (зерна слабой компоненты совершен-
нее зерен основной компоненты), то рассмотренный про-
цесс будет еще более вероятным.
Рассмотрим два конкретных примера.
ОБРАЗОВАНИЕ КУБИЧЕСКОЙ ТЕКСТУРЫ ПРИ
РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИИ МЕТАЛЛОВ И СПЛАВОВ С
Г. Ц. К. РЕШЕТКОЙ. Многими авторами было показа-
но, что в металлах и сплавах, в которых при деформации
образуется в качестве основной текстура типа меди
{110} < 112> + {112} < 111 > (медь и сплавы на ее ос-
нове, технический алюминий и его сплавы, сплавы си-
стем Fe—Ni и др.), при рекристаллизации возникает ку-
26*
411
бическая текстура {100} <001 > в качестве основной
или чаще в сочетании с текстурой, повторяющей тексту-
ру прокатки.
Резкая анизотропия (фестонистость) механических и
физических (магнитные) свойств, вызываемая кубичес-
кой текстурой, делает важным изучение закономерностей
ее образования и разработку способов ее предотвраще-
ния.
Установлено, что текстура куба образуется при от-
жиге только в тех случаях, когда текстура деформации
содержит в качестве одной из основных компоненту
{112} <111>, за счет которой при отжиге и развивает-
ся текстура куба. Чем больше степень деформации и чем
меньше величина зерна перед последним обжатием при
холодной прокатке, тем более четкой и острой получает-
ся кубическая текстура, формирующаяся при рекристал-
лизации. Так, четкая текстура куба образуется при ре-
кристаллизации меди, если степень деформации была не
меньше 80%*, а величина исходного зерна не больше
20 мкм. С дальнейшим увеличением степени деформации
необходимый минимальный размер исходного зерна уве-
личивается.
Кубическая текстура возникает при рекристаллиза-
ции и в тех случаях, когда при обычных методах иссле-
дования ее следы в текстуре деформации не обнаружи-
ваются.
Наиболее вероятный механизм образования кубичес-
кой текстуры предложен Барретом и Беком с сотр. и ос-
нован на идее ориентированного роста. Из образующихся
зародышей любой ориентировки наибольшей скоростью
роста будут обладать те, для которых соблюдается бла-
гоприятная ориентационная связь с решеткой матрицы.
Для металлов и сплавов с г. ц. к. решеткой — это пово-
рот на 40°С вокруг <111>. Для кубической ориенти-
ровки общей с ней осью < 111 > обладает любая из рав-
нозначных ориентировок, входящих в идеальную тексту-
ру прокатки. Они совпадают при повороте на 45° С.
Благоприятную ориентационную связь (общий по-
люс <111 >) имеют между собой и каждая пара из че-
тырех компонент идеальной структуры проката. Куби-
* При этом в качестве дополнительных компонентов текстуры
деформации, кроме указанных выше двух, образуются еще {100}
<001> и {011}<100>.
412
ческая же текстура имеет благоприятную ориентировку
по отношению ко всем четырем компонентам текстуры
проката. Поэтому текстуре куба, как правило, сопутст-
вует текстура проката, но превалирует текстура куба.
При этом чем мельче исходное зерно, тем больше ве-
роятность того, что растущее зерно кубической ориента-
ции будет контактировать со всеми четырьмя компонен-
тами текстуры прокатки. Так объясняет эта гипотеза
благоприятную роль уменьшения величины исходного
зерна перед последней прокаткой.
Образованию кубической текстуры, кроме укрупне-
ния величины исходного зерна, препятствует также на-
личие в сплаве частиц второй фазы высокой дисперс-
ности.
ФОРМИРОВАНИЕ ТЕКСТУРЫ ЛАТУНИ (30% Zn).
Идеальной текстурой прокатки латуни является {110}
<112>, при рекристаллизации листовой латуни обычно
возникает текстура {225} <734>, которая, как видно
из сравнения кристаллографических индексов, очень
близка к идеальной ориентировке.
Текстура {225} <734> имеет благоприятное ориен-
тационное соотношение с основными компонентами ре-
альной текстуры деформации латуни {110} < 112>,
{110} <001 >. Переход первой из них в ориентировку
{225} <734 > связан с поворотом на 30°, а второй — на
45° вокруг общего полюса < 111 >. Кроме того, текстура
{225} <734> благоприятно ориентирована и по отно-
шению к области рассеяния вокруг основных компонен-
тов текстуры.
ТЕКСТУРНЫЕ ИЗМЕНЕНИЯ, ВЫЗВАННЫЕ РОС-
ТОВОЙ СЕЛЕКЦИЕЙ, ЗАВИСЯЩЕЙ ОТ ТЕМПЕРА-
ТУРЫ. Можно назвать несколько причин подобных из-
менений.
Если после первичной рекристаллизации наряду с
острой основной текстурой присутствует малое число
центров иной ориентации, то при определенной темпера-
туре начнется их рост за счет основной компоненты, от
которой они отделены подвижными границами (вторич-
ная рекристаллизация). Но энергия активации миграции
центров с разной-разориентировкой относительно матри-
цы будет разной. В таком случае при низкой температу-
ре будет превалировать рост центров с меньшей энергией
активации миграции, а при высоких температурах — с
большой величиной Q.
413
Сходный эффект может быть получен и в том случае,
когда рост центров сдерживается до определенного
температурного уровня частицами дисперсных фаз, ко-
торые выше этого уровня растворяются и снимают свое
барьерное действие.
На практике известны также случаи, когда последо-
вательная смена текстур при отжиге вызывается сменя-
ющими друг друга разными стадиями рекристаллизации.
Наиболее изучены подобные случаи в тонких листах
(0,3 мм) кремнистого железа (трансформаторной ста-
ли). Многокомпонентная текстура первичной рекристал-
лизации заменяется в ней в процессе вторичной рекри-
сталлизации преимущественно ребровой текстурой {110}
<001 >, а последняя при отжиге (1100°С) в условиях
высокого вакуума переходит в текстуру куба.
ИЗМЕНЕНИЕ ТЕКСТУРЫ ПОД ПРЕВАЛИРУЮ-
ЩИМ ВЛИЯНИЕМ ОРИЕНТИРОВАННОГО ЗАРОЖ-
ДЕНИЯ. В качестве примера могут быть приведены два
практически важных случаях.
1. Получение текстуры в низкоуглеродистой стали
для глубокой вытяжки. Склонность материала к глубо-
кой вытяжке принято оценивать с помощью показате-
лей пластической анизотропии 7?, характеризующего
отношение изменения ширины к изменению толщины
плоского образца при его растяжении. Материал, при-
годный для глубокой вытяжки, должен обладать значе-
нием /?>1. Обычно у используемых для этих целей ма-
териалов R=2 и более.
Величина R определяется характером текстуры. Наи-
более благоприятна ориентировка {111} <.uvw>, наи-
менее благоприятна {001} <110>. Изменения в соот-
ношении указанных компонентов текстуры резко влияют
на показатель R.
Таким образом, задача сводится к тому, чтобы при
отжиге из текстуры деформации (прокатки) получить
текстуру с основными компонентами {111} <Zuvw>,
В текстуре прокатки основными являются компонен-
ты {111}+ {001}. Если не принимать специальных мер,
то и в текстуре первичной рекристаллизации сохранят-
ся обе эти компоненты и значение R будет неблагоприят-
ным.
Основными сталями, используемыми для глубокой
штамповки (автомобильный лист и др.), являются сталь
спокойной выплавки, раскисленная алюминием 08Ю и
414
кипящая сталь 08кп. При нагреве после холодной про-
катки в обеих этих сталях, кроме рекристаллизации, про-
исходит распад пересыщенного твердого раствора.
В стали 08Ю выделяется нитрид алюминия A1N, тем-
пература интенсивного распада выше 600° С. В стали
08кп выделяется в основном карбид железа (цементит),
температура интенсивного1 распада ~ 500 °C.
Вместе с тем, как показал тщательный структурный
анализ (рентгеноструктурный и электронномикроскопи-
ческий), компоненты текстуры деформации {111} и {100}
различаются по степени наклепа. Компонента {111} бо-
лее наклепана — выше плотность дислокаций, больше
разориентировки между соседними ячейками, меньше
размеры ячеек, но больше разброс по размерам, чем у
компоненты {100}. Следовательно, в объемах {Ш}, с
одной стороны, больше скорость формирования центров
рекристаллизации, которая начинается в холодноката-
ных листах примерно при 500° С, а с другой — выше ско-
рость .распада пересыщенного раствора тормозить за-
рождение разных текстурных компонент можно в этих
условиях с помощью разной скорости нагрева.
Для торможения развития компоненты {100} в листах
из стали 08Ю их следует нагревать медленно. Тогда
центры рекристаллизации {111} успеют реализоваться
еще до того, как начнется интенсивное выделение нитри-
дов алюминия. При высокой скорости нагрева листы
приобретут температуру 600—700° С еще до того, как
сформируются центры {111}-, а начавшееся выделение
нитридов, более интенсивное в сильнее наклепанных
объемах {111}, затормозит перераспределение в них
дислокаций и формирование центров. В объемах {100}
распад будет менее интенсивным, эффект торможения
рекристаллизации будет слабым. Образовавшиеся цент-
ры рекристаллизации будут иметь преимущественно
ориентировку {100}.
Листы стали 08кп для образования в них текстуры
рекристаллизации {111} нужно, наоборот, нагревать с
большей скоростью, чтобы «проскочить» температуру ин-
тенсивного выделения карбидов (500° С) и предотвра-
тить торможение формирования центров рекристаллиза-
ции {111}. При медленном нагреве карбиды, преиму-
щественно выделяясь предпочтительно в объемах {111},
затормозят формирование в них центров. В объемах
{100} эффект торможения будет выражен слабее.
415
2. Получение ребровой текстуры в трансформаторной
стали для уменьшения потерь на перемагничивание,
В промышленной трансформаторной стали ведущая роль
ориентированного зарождения проявляется в том, что
на стадии первичной рекристаллизации в текстуре по-
является ребровой компонента {110} <001>, практи-
чески отсутствующая в текстуре деформации.
Рис. 223. Зародыш рекристаллизации ребровой ориентировки в транс-
форматорной стали, образовавшийся в переходной и растущей в со-
седние полосы деформации типа {111] <112>
Установлено, что условием образования при первич-
ной рекристаллизации зерен {110} <001 > является
наличие компоненты {111} <1 12> в текстуре деформа-
ции. Кристаллиты {111} <112> содержат, по крайней
мере, пять типов микрозон, отличающихся дислокацион-
ной структурой, характером локальных разориентировок
и как следствие условиями протекания в них первичной
рекристаллизации. Это полосы деформации, имеющие
ориентировку {111} <112>, переходные полосы, двой-
ники деформации, приграничные области и области во-
круг включений. Местами предпочтительного образова-
ния центров ребровой ориентировки являются переход-
ные полосы, когерентно соединяющие соседние полосы
деформации. Переходные полосы имеют небольшую ши-
рину и характерны наличием закономерных разориен-
тировок образующих их субзерен, обеспечивающих кри-
сталлоструктурную связь соседних полос деформации,
416
например (111) [112] и (111) [112]. Срединные объемы
таких переходных полос имеют ориентировку, близкую
к {110} <001 >, и разориентированы относительно со-
седних полос деформации примерно на 30° вокруг общего
направления [НО], т.е. на угол, отвечающий максималь-
ной подвижности разделяющих границ. Субзерна в этих
срединных объемах имеют наиболее благоприятные ус-
ловия для быстрейшего превращения их в зародыши ре-
кристаллизации ребровой ориентировки. Их угол раз-
ориентировки относительно матрицы в процессе роста
нарастает быстрее, чем у субзерен других микрозон.
Статистика показывает, что из всех возможных ори-
ентировок между {111} <112> и {ПО} <001 > наи-
большую долю у возникающих в переходных полосах за-
родышей составляют последние ориентировки. Это мож-
но объяснить тем, что угол разориентировки этих заро-
дышей нарастает быстрее, чем у других. Именно эти
зародыши отделены от матриц, в которую они растут гра-
ницами наибольшей подвижности. На рис. 223 показан
зародыш рекристаллизации ребровой ориентировки об-
разовавшийся в переходной полосе и растущий в сосед-
ние полосы деформации типа {111} < 112>. При не-
большом увеличении переходная полоса выглядит как
линейная граница.
Вклад зародышей {110} <001> в текстуру должен
быть больше в крупнозернистом материале, в котором
больше объемная доля переходных полос.
При степенях деформации выше 70—80% (в зависи-
мости от величины исходного зерна) в текстуре прокат-
ки развиваются ориентировки {112} <110> и {00Г}
<110> в ущерб ориентировке {111} <112>, что ухуд-
шает условия образования ребровой текстуры. Опти-
мальная степень деформации составляет 40—70%.
В соответствии со сказанным ранее первичная рекри-
сталлизация приводит только к появлению в текстуре
четкой компоненты {110} <001 >, но при этом послед-
няя еще не является доминирующей. Превращение этой
компоненты в основную происходит только на стадии вто-
ричной рекристаллизации, в процессе которой центры
{110} <001 > растут быстрее, чем центры других ори-
ентировок. Чтобы это произошло, границы основной мас-
сы зерен должны быть стабилизированы до определен-
ной температуры дисперсными частицами вторых фаз
(«ингибиторами»).
417
При изучении влияния на текстурообразование в мо-
нокристаллах {110} <001 > кремнистого железа нит-
ридных частиц, введенных после деформации азотирова-
нием при температуре на 100° С ниже последующего ре-
кристаллизационного отжига, было установлено, что
наличие нитридных частиц резко уменьшило скорость об-
разования зародышей рекристаллизации, практически не
изменив скорость их роста. Особенно резко уменьшилась
скорость образования зародышей {110} <001 >, возни-
кающих в переходных полосах. В результате в монокри-
сталле с нитридными частицами доля компоненты {hkl}
<001> в текстуре первичной рекристаллизации соста-
вила 80% вместо 20% при отсутствии этих частиц. Таким
образом, частицы второй фазы, избирательно воздейст-
вуя на ориентированное зарождение, изменили текстуру
на стадии первичной рекристаллизации.
ОСЛАБЛЕНИЕ ТЕКСТУРЫ ПРИ РЕКРИСТАЛЛИ-
ЗАЦИИ. Пути ослабления текстуры деформации или
предотвращения образования острых текстур рекристал-
лизации с помощью рекристаллизационных отжигов
изучены слабо. Относительно' более детально они изу-
чены применительно к условиям получения малотексту-
рованной электротехнической (динамной) стали. Вместе
с тем предшествующее рассмотрение условий получения
разного типа текстур позволяет указать некоторые спо-
собы ослабления текстур и связанной с ними анизотро-
пии, если она нежелательна.
Введение в сплав значительного количества крупных
частиц второй фазы (>0}1 мкм) с одновременным ис-
пользованием высоких скоростей нагрева. При деформа-
ции в этом случае образуется менее четкая и более мно-
гокомпонентная текстура. При нагреве с высокой ско-
ростью реализуется максимальное число центров, в том
числе вблизи частиц вторых фаз, которые будут хаотич-
но ориентированы.
Если частицы заметно отличаются от матрицы коэф-
фициентом термического расширения, то дополнительно
могут возникать случайно ориентированные центры за
счет фазового наклепа. В этом случае весьма эффектив-
ным должно оказаться термоциклирование (чередование
нагревов и охлаждений).
Следует отметить, что описанный способ эффективен,
если количество частиц велико и межчастичное расстоя-
ние соответственно мало. Зародыши рекристаллизации,
418
возникающие у частиц вторых фаз из-за фазового накле-
па, менее совершенны, чем зародыши рекристаллизации,
возникающие в других участках решетки. Поэтому при
малом числе частиц образующиеся вблизи них зароды-
ши окажутся поглощенными при отжиге растущими бо-
лее совершенными центрами.
Использование для управления текстурой и подавле-
ния компонент с малым инкубационным периодом про-
межуточного отжига на частичную рекристаллизацию с
последующей деформацией на небольшую степень (око-
локритическую). Этот способ основан на использовании
ряда моментов: во-первых, разной продолжительности
инкубационного периода формирования зародышей раз-
ных текстурных компонент, во-вторых, ориентационной
зависимости наклепываемое™ кристаллов и, в-третьих,
зависимости термической стабильности структурных де-
фектов от характера и плотности последних.
Метод особенно эффективен в том случае, когда воз-
никающие при промежуточном отжиге центры обладают
ориентировкой, благоприятной для множественного
скольжения. Тогда даже небольшой наклеп вызовет их
рекристаллизацию с потерей ориентировки, которую они
имели после промежуточного нагрева.
Использование наложения на процесс рекристалли-
зации фазовой перекристаллизации. Этот прием имеет
ограниченное применение только к таким сплавам, кото-
рые испытывают фазовое превращение при температу-
рах, близких к температуре рекристаллизации. В неко-
торых случаях достаточно введения в сплав небольших
количеств примесей, чтобы такое превращение стало
возможным. Характерным примером этого является ди-
намная сталь. Введение в сплав Fe+(2,5—3) % Si не-
больших количеств углерода (~0,03%) вызывает в спла-
ве а->у-превращение при температуре около 800 °C.
При быстром нагреве и последующее при ох-
лаждении у->а-превращение вызывают резкое ослабле-
ние текстуры. Этот способ нашел практическое примене-
ние при производстве малотекстурованной динамной
стали.
Приведенные примеры иллюстрируют закономерно-
сти текстурообразования и влияние на него разных фак-
торов. Они обусловливают также некоторые пути уп-
равления этим важным видом структурных изменений.
419
РЕКОМЕНДАТЕЛЬНЫЙ БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК
Вассерман Г., Гревен И. Текстуры металлических материалов.
М., «Металлургия», 1969. 654 с. с ил.
Горелик С. С. Рекристаллизация металлов и сплавов. М., «Ме-
таллургия», 1978. 567 с. с ил.
Кудрявцев И. 77. Текстуры в металлах и сплавах. М., «Метал-
лургия», 1965. 292 с. с ил. Теория образования текстур металлов и
сплавов. М., «Наука», 1979. 350 с. с ил.
Теория образования текстур в металлах и сплавах. М.. «Наука»,
1979, 240 с. с ил.
ГЛАВА XII
РАЗРУШЕНИЕ
Разрушение металлов и сплавов происходит путем об-
разования и развития трещин1. Разрушение принято
классифицировать с учетом величины пластической де-
формации, предшествовавшей разрушению, а также с
учетом характера распространения трещины в металле.
Если разрушению предшествовала значительная
пластическая деформация, разрушение называют вяз-
ким, если же пластическая деформация составляла ме-
нее 1—2%, разрушение считают хрупким.
Хрупкое разрушение чаще всего происходит по опре-
деленным кристаллографическим плоскостям внутри зе-
рен — так называемое транскристаллитное (внутризе-
ренное) разрушение. Однако при определенных услови-
ях (низкие температуры, большое количество дисперсных
фаз по границам зерен или обогащение этих границ при-
месями, ослабляющими связи) металлы и сплавы могут
хрупко разрушаться и по границам зерен — так называе-
мое интеркристаллитное (межзеренное) разрушение.
Вязкому разрушению предшествует значительная
(часто до 100% и более) пластическая деформация, и
микроструктура поверхности разрушения имеет слож-
ный характер, включающий участки транскристаллитно-
го и интеркристаллитного излома.
Транскристаллитное разрушение может реализовать-
ся сколом и срезом, как правило, отличающихся видом
поверхностей разрушения. Разрушение срезом не имеет
1 Исключение составляет чисто вязкое разрушение некоторых
монокристаллов, которое происходит за счет деформации без обра-
зования трещин.
420
кристаллографически выраженной направленности. По-
верхность разрушения, как правило, серая и волокнистая.
I [оверхность разрушения при разрушении сколом — свет-
лая и кристаллическая.
Понятия вязкого и хрупкого разрушения нельзя
отождествлять с разрушением срезом и разрушением
сколом соответственно. Разрушение чугуна, например,
считают хрупким, хотя со структурной точки зрения оно
осуществляется механизмом среза, а не скола.
Интеркристаллитное разрушение, наблюдаемое при
ползучести или коррозии под напряжением, имеет со-
вершенно иной механизм, а металл может проявлять
вризнаки как хрупкого, так и вязкого разрушения.
Микроструктурная (кристаллографическая) класси-
фикация явлений разрушения указывает на механизм
этого процесса.
I. ФЕНОМЕНОЛОГИЧЕСКАЯ ТЕОРИЯ
ХРУПКОГО РАЗРУШЕНИЯ
Некристаллические материалы (например, стекло) яв-
ляются абсолютно хрупкими при комнатной температу-
ре, а разрушающее напряжение (~£7500) значительно
меньше рассчитанных значений теоретического разруша-
ющего напряжения, равного приблизительно Е/5. Мно-
гие металлы при пониженной температуре склонны к
хрупкому разрушению при напряжениях, значительно
меньших теоретической прочности металла. Эти явле-
ния объясняет теория хрупкого разрушения. Она ставит
задачей определение критического состояния, при кото-
ром наблюдается катастрофически быстрое распростра-
нение трещины.
Разрушение твердых тел — структурно чувствитель-
ный процесс, однако основы теории развиты без учета
структуры на основе механики сплошных сред. В част-
ности, Гриффитсом предложена следующая схема оп-
ределения разрушающего напряжения.
При одноосном растяжении пластины единичной тол-
щины без трещины упругая энергия на единицу объема
е=в212Е. При растяжении такой же пластины с трещи-
ной длиной 2/, направленной перпендикулярно растяги-
вающей силе, в зоне трещины в форме эллипса с полу-
осями I и 21 площадью 2л/2 упругая энергия деформации
пластины с трещиной уменьшается на величину
421
(q2/2E) X2nZ2= (л;/2о2)/Е. На возникновение двух новых
поверхностей протяженностью 21 затрачивается работа
4/еп (еп — поверхностная удельная энергия, равная ра-
боте, расходуемой на создание единицы поверхности при
разрушении). Поэтому часть внутренней энергии U сис-
темы, связанная с наличием трещины, определяется по
формуле
Условию dUfdKQ соответствует лавинное (бурное,
мгновенное) развитие трещины без дополнительного при-
ращения энергии. Если df7/dZ>0, рост трещины невозмо-
жен. Критическое напряжение роста трещины ак.т дли-
ной 21 определяется из условия dU/dl=0:
°" - 0s* <15б)
и, так как напряжение пропорционально 1~0-5, по мере
распространения трещины и увеличения ее длины необ-
ходимое напряжение уменьшается, т. е. распространение
трещины — процесс ускоряющийся. Напряжение ок.т
называют также разрушающим напряжением. После
подстановки типичных для хрупких тел значений о, еп и
Е получают, например, для стекла значение /=2- 10г4 мм,
которое близко к реально наблюдаемым размерам тре-
щин.
Уравнение (156) может быть получено из теории кон-
центрации напряжений, согласно которой коэффициент
концентрации, равный отношению максимального у вер-
шины трещины напряжения к номинальному напряже-
нию о, (о^ах/сг)=<7=2(//г)0’5, где / — длина трещины, а
г — радиус у вершины этой трещины. При г->0 макси-
мальное напряжение о^ах становится бесконечно боль-
шим и, следовательно, прочность при растяжении при на-
личии начальных трещин становится ничтожно малой,
так как величина теоретической прочности быстро до-
стигается при г->0. Однако соотношение q=2(l/r)°-5 по-
лучено из предположения, что среда является линейно-
упругой, а деформации малые. В кристаллических ма-
териалах теоретическая прочность согласно расчетам
И. Я. Френкеля (см. гл. I) достигается при значитель-
ных перемещениях х=а/4 (а — параметр решетки).
422
Другими словами, в окрестности
вершины трещины деформации
являются большими, а среда не-
линейно-упругой и, следователь-
но, у вершины трещины сущест-
вует область диаметром й, где
линейная теория упругости не-j
применима, а напряжение внутри
этой области приблизительно по-
стоянно и равно напряжению на
границе указанной области (рис.
224) и может быть вполне удов-
летворительно оценено по вели-
чине с использованием соотно-
шений линейной теории упруго-
сти. В этом случае радиус у вер-
шины трещины можно принять
равным d/2 = a, где а—межатом-
ное расстояние, на длине кото-
рого заметны значительные ко-
нечные деформации и отклоне-
ние от линейного закона Гука.
Считая наименьший возмож-
Id
Рис. 224. Распределение на-
пряжений у вершины трещи-
ны согласно теории концент-
рации напряжений по Ней.
беру
пый радиус закругления у вершины трещины равным а,
коэффициент концентрации <7=(о^ах/о)=2(1/а)0'5.
Согласно расчетам теоретической прочности кристал-
ла Ттеор= GI2n= [2G (1 +v) ] / [4л (1 +v) }=Е/[4л (1 +v) ] и
отеор/2=Ттеор (при одноосном растяжении). Нормальное
напряжение, при котором достигается теоретическая
прочность кристалла, <Тгеор=?=-£'/[2л(1+у)].
Принимая, как и раньше (см. гл. I), т=Ттеор5т(2лх)/
/а, перемещению х будет соответствовать работа на еди-
ницу площади, которая при разрушении (т. е. при х—
=а/4, где напряжения т=ттеор и равны теоретической
прочности металла) расходуется на создание двух но-
вых поверхностей с удельной поверхностной энергией
2еп, т. е.
а/4
А = J ттеор sin (2пх/а) dx и (а/2л)ттеор = 2еп.
о
Умножая правую и левую часть последнего равенства на
67, имеем
^теор — ^Gc^jCL ИЛИ Дгеор — 2 ]/Еса/(1 v) CL . (157)
423
Учитывая концентрацию напряжений с радиусом у вер-
шины трещины, равным а, получим величину приложен-
ного напряжения, при котором происходит разрушение,
если <ттах =(Ттеор:
„ 1 ( а \°'5
°к.т — °max ~ I ~ I
= Г £еп ]°'5
1/(1+V) J ‘
• Een 10.S
(1 + v)a
•2 =
(158)
1 /_о_\0-5
2 \ / /
Уравнение (158) аналогично ранее полученному уравне-
нию Гриффитса (156).
Для хрупких материалов с радиусом у вершины тре-
щины г<а заменой в формуле (158) (а/Z)0'5 величиной
(г//)0’5 получим бесконечно' малое значение <гк.т при
г->0:
^к.т
~ Ееп г
°к.т ~ /1 ।—У
(1 + v) 1а
При использовании формул Гриффитса (156) и (158) для
металлов необходимо учитывать энергию пластической
деформации при распространении трещины. Без такого
учета расчет по формулам (156) и (158) дает либо не-
реально заниженные значения разрушающего напряже-
ния для /=const, либо при o=const столь значительные
размеры, трещин, что их расчетное значение превышает
размеры опытных образцов. Поэтому Орованом предло-
жено в формулу Гриффитса ввести вместо удельной
поверхностной энергии еп величину е=еп+ер, где е —
общая энергия, необходимая для увеличения единичной
площади трещины, включающая поверхностную энергию
и работу пластической деформации ер, затрачиваемую
вследствие концентрации напряжений у движущегося
конца трещины. Итак, для кристаллических материалов
\0,5
Ье Х (160)
(159)
nl
При этом предполагается, что длина трещины I равна
диаметру зерна, а еж 10~24-2-КН Дж/см2, или прибли-
зительно в 30—600 раз больше величины удельной по-
верхностной энергии. Следовательно, почти вся энергия
должна затрачиваться на пластическую деформацию у
конца трещины. Однако эта величина энергии представ-
ляет собой лишь очень малую часть энергии пластичес-
кой деформации. Энергию е^10~2 Дж/см2 можно оце-
424
нить как работу, затрачиваемую напряжением 100 МПа
для того, чтобы создать деформацию 10% в слое толщи-
ной 10-3 см. Величина е^>еп, но это не значит, что
удельная поверхностная энергия не влияет на процесс
разрушения. Наоборот, эта величина имеет решающее
значение для определения пути разрушения (и, в частно-
сти, пойдет ли разрушение как межзеренное или как
внутризеренное) и важна при определении величины
разрушающего напряжения. Это следует из того факта,
что конец трещины продвигается вперед в том случае,
если растягивающее напряжение в конце трещины рав-
но прочности межатомных связей непосредственно перед
концом трещины. Величина напряжения определяется
поверхностной энергией: чем меньше эта энергия, тем
ниже необходимое для разрушения напряжение и тем
меньше, естественно, работа пластической деформации.
Подставляя величину е в уравнение (160) в виде суммы
с=еп4-ер=еп+аОкТ (а — константа, ер=ац2т—работа
пластической деформации), получаем
_ / 2£еп \0>5
кт “ I И ) ’ •
где р°-5 = 1—(2£,а/л/)0’5.'
По структуре формулы (161) и (157) не отличаются друг
от друга, однако контролирующей процесс разрушения
величиной в уравнении (161) является поверхностная
энергия еп. Эта же величина контролирует и величину
работы пластической деформации, которая намного боль-
ше, чем работа еп образования новых поверхностей. Гил-
маном установлена связь между еп и еР:
ер = 9еп1п — «9(?п1п-2^,
лат (Гт
где ат — предел текучести.
По соотношению между ер и еп хрупкие металлы можно
разделить на два класса: прочные (eP^>en) и малопроч-
ные (ер«10еп) типа стекла, для которого справедливо
соотношение (156).
2. ДИСЛОКАЦИОННЫЕ МОДЕЛИ
ПРОЦЕССА РАЗРУШЕНИЯ
Феноменологическая теория хрупкого разрушения не.
рассматривает причин образования трещин, а основана
на их наличии. Теория дислокаций объясняет физический
27—790
425
механизм образования трещин. В настоящее время на<
коплено достаточно экспериментальных данных, под-
тверждающих предложенные возможные механизмы об-
разования зародышей трещин, доказывающих, что и
хрупкому разрушению в кристаллах предшествует пла-
стическая деформация \ но путь движения дислокаций и
Рис. 225. Схемы дислокационных механизмов образования субмикротрещин:
а—модель Зинера, Мотта и Стро; б — модель Коттрелла; в — модель разры-
ва дислокационной стенки; г— схема возникновения трещины при встрече
двух двойников; д — схема торможения одного двойника другим
соответствующая этому пути деформация непосредст-
венно перед распространением трещины весьма малы.
Предложено несколько дислокационных схем обра-
зования субмикротрещин. -
Согласно простейшей модели Стро—Мотта перед
различными препятствиями образуются плоские скопле-
ния скользящих дислокаций, что приводит к сильной кон-
центрации напряжений, достаточной для образования
трещины. Препятствиями, вызывающими образование
дислокационных скоплений (рис. 225, а), могут быть дис-
1 А. В. Степанов первым указал, что хрупкому разрушению
предшествует пластическая деформация.
426
локации в пересекающихся плоскостях, дислокационные
стенки, границы двойников, субзерен, зерен, межфазные
границы, инородные включения и т. д, В плоскости, пер-
пендикулярной плоскости скольжения, действуют растя-
гивающие напряжения, достигающие величины теорети-
ческого' разрушающего напряжения. Однако трещина не
формируется перпендикулярно плоскости скольжения.
Стро установил, что растягивающее напряжение стр, под
действием которого происходит разрушение, достигает
максимальной величины при 0 = 70,5° к плоскости сколь-
жения и
а = 2 (А/З/)0,5 сгт, (162)
где <тт = (СЬп)/[пЦ1—v)] — приложенное напряжение
сдвига в плоскости скопления; L — длина скопления
дислокаций в плоскости скольжения; 2/ — длина тре-
щины.
Расчеты по формуле (162) показывают, что количест-
во дислокаций в скоплении достигает 102—103, когда ве-
личина локальных касательных напряжений у вершины
скопления равна 0,7 G, Такое количество дислокаций при
выходе на поверхность кристалла образует ступеньку
порядка нескольких тысяч нанометров, что хорошо со-
гласуется с экспериментальным определением высоты
ступенек. Это подтверждает принципиальную возмож-
ность образования в плоскости (пачке) скольжения до-
статочно мощного скопления дислокаций для образова-
ния трещины по механизму Стро—Мотта. -Особенностью
указанной теории является то, что для образования cy6-j
микротрещины необходимо накопление достаточного
количества дислокаций, обусловливающих пластическое
течение, значительно большее, чем это необходимо для
возникновения скольжения в соседних зернах.
Согласно другому механизму, предложенному Кот-
треллом, дислокации движутся в двух пересекающихся
полосах скольжения, сливаются вдоль линии пересечения
и образуют раскалывающую дислокацию (рис. 225,6).
В железе этому процессу соответствует дислокационная
реакция 0,5а [111]+0,5а [111]->а [001], которая приводит
к образованию трещины в плоскости (001), являющейся
плоскостью скола. Многократное повторение реакции
приводит к слиянию дислокаций а[Ю01], вызывая образо-
вание зародышевой трещины Гриффитса. Эта схема не
требует наличия барьеров для дислокаций. Дислокации
27*
427
4001] (в отличие от аналогичной по типу дислокаци-
онной реакции с образованием неподвижных дислокаций
Ломер—Коттрелла) являются подвижными * и мо-
гут задерживаться препятствиями с последующим на-
Рис. 226. Схема зарождения трещи-
ны в стыке трех зерен за счет меж-
зеренных смещений:
а — до начала смещения (стрелка-
ми показаны направления смеще-
ния); б—после образования тре-
щины
коплением дислокаций у
препятствий.
Зарождение трещин в
металлах с г. п. у. решеткой
наблюдается в результате
перемещения дислокаций
по базисной плоскости с об-
разованием дислокационной
стенки (рис. 225, в). Вели-
чина касательных напряже-
ний может оказаться столь
значительной, что произой-
дет разрыв дислокационной
стенки: части дислокацион-
ных стенок расходятся, а
нормальные к плоскости
скольжения напряжения ор, увеличивающиеся с ростом
угла разориентации, вызывают появление трещины. Ус-
ловия возникновения трещины приближенно записыва-
ются в виде
__ КЗеб
(163)
где (Ут —касательные напряжения в плоскости сколь-
жения; L — протяженность дислокационной стенки.
Имеются и другие механизмы образования зароды-
шевых трещин, детальный анализ которых выполнен
В. И. Трефиловым, В. Л. Иденбомом, Т. Екобори и др.
Например, часто зарождение трещин наблюдается в
месте встречи двойника деформации с каким-либо труд-
но проницаемым барьером: границей зерна или другим
двойником (рис. 225, г, д). Двойники распространяются
с высокой скоростью и возникающие при столкновении
с препятствием напряжения не успевают релаксировать.
Особенно благоприятные условия для зарождения тре-
щин создаются при встрече растущего двойника дефор-
мации с ранее образовавшимся, для которого было ха-
рактерно другое направление двойникования (см.
рис. 225, д), В этом случае концентрация напряжений в
месте встречи особенно велика. В поликристаллах и осо-
428
бенно в условиях сильно развитой межзеренной дефор-
мации увеличивается вероятность зарождения трещин на
границах перемещающихся друг относительно друга
кристаллитов (рис. 226).
В результате межзеренных смещений на стыке трех
зерен образуется микротрещина, которая в дальнейшем
может распространяться как трещина Гриффитса. Такой
механизм образования зародышевых трещин наблюдает-
ся при высокотемпературных длительных испытаниях.
3. ПЕРЕХОД ОТ ХРУПКОГО РАЗРУШЕНИЯ
К ВЯЗКОМУ
/(ля некоторых металлов характерно хрупкое разрушение. Для дру-
гих оно не наблюдается. Один и тот же металл может разрушаться
в зависимости от условий и хрупко, и вязко. Скол как разновидность
хрупкого разрушения характерен главным образом для низких тем-
ператур. Возможность такого типа разрушения исключается при
достаточно высокой температуре деформации. Таким образом, про-
исходит переход от хрупкого к вязкому состоянию, который обычно
осуществляется в очень узком температурном интервале. За темпе-
ратуру перехода от вязкого к хрупкому разрушению принимают ка-
кую-либо заранее оговоренную температуру в интервале перехода.
При температуре перехода энергия, необходимая для разрушения
образца, резко уменьшается (рис. 227). Температура перехода от
вязкого к хрупкому разрушению не является постоянной для каж-
дого данного металла. Она чувствительна к ряду параметров, наибо-
лее важными из которых являются степень чистоты металла и вели-
Рис. 227. Переход из пластичного состояния в хрупкое при ударных испытани-
ях стали с 0,12 % С высокой чистоты в зависимости от режимов термической
обработки:
/ — закалка с 950 °C в воде; 2 — закалка с 950 °C в воде-1-охлаждение в печи
с 700 °C; 3 — охлаждение на воздухе с 950 °C; 4 — охлаждение в печи с 950 °C;
5 — охлаждение в печи с 950 °С + закалка с 700 °C в воде
429
чины зерна," зависимые от процесса выплавки и режима термической
обработки.
Появление хрупкого разрушения наблюдается у металлов и
сплавов с о. ц. к. решеткой и проявляется особенно заметно в при-
сутствии примесей, образующих твердые растворы внедрения. Со-
держание всего нескольких атомов углерода в a-железе на один
миллион атомов железа обусловливает переход от вязкого состояния
в хрупкое. Снижение зонной очисткой содержания углерода приво-
дит к существенному увеличению пластичности железа (поперечное
сужение до 90%) даже при температурах, лежащих вблизи 4,2 К.
Металлы, имеющие о. ц. к. решетку, группы VIA (вольфрам, мо-
либден и хром) более подвержены хрупкому разрушению, чем ме-
таллы группы VA, и имеют более высокие температуры перехода,
например для вольфрама 200—400° С. Однако если указанные метал-
лы имеют меньшую степень чистоты, то происходит хрупкое разру-
шение по границам зерен (межзеренное разрушение). По мере уве-
личения степени чистоты, достигаемой зонной очисткой, вид разру-
шения изменяется. При этом разрушение становится внутризеренным
и происходит для вольфрама и молибдена по плоскостям {001} и
определяется в первую очередь величиной поверхностной энергии,
которая согласно модифицированному выражению Гриффитса (160)
и (161) может составлять значительную часть полной энергии. Од-
нако при большем содержании примесей поверхности скола совпа-
дают с границами зерен, так как сегрегация примесей понижает
поверхностную энергию, т. е. еп = 2еПр—е3. г. Поверхностная энергия
2епр, требуемая для разрушения, уменьшается на величину энергии
границ зерен еа. г. Кроме того, значение епр уменьшается благодаря
присутствию примесей, так как (епр)границ < (enp){ooi}. В результа-
те разрушение становится межзеренным. Примером такого перехо-
да от внутризеренного к межзеренному хрупкому разрушению
(вследствие появления сегрегаций примесей по границам зерен) яв-
ляется охрупчивание железа при малых концентрациях фосфора и
кислорода.
Основная роль внедренных атомов примесей заключается в том,
что' в их присутствии происходит сильное блокирование дислока-
ций, благоприятствующее образованию дислокационных скоплений
и формированию таким образом зародышей трещин.
По мере понижения температуры предел текучести резко воз-
растает, так как величина силы Пайерлса — Набарро в о. ц. к. ме-
таллах сильно зависит от температуры. Если критическое напряже-
ние течения становится достаточно большим, то развивающееся при
этом двойникование создает благоприятные условия для зарождения
трещин по одному из механизмов, предусматривающих наличие
двойников (см. рис. 225; г, д).
Ранее было отмечено, что с ростом1 длины трещины согласно
формуле Гриффитса требуемое для распространения ее напряжение
уменьшается. Если это напряжение остается постоянным, то с уве-
личением длины трещины увеличивается скорость ее распростране-
ния. Эта предельная скорость находится в интервале 0,4—0,5 ско-
рости звука, т. е. хрупкое разрушение развивается катастрофически
быстро.
В инженерной практике хрупкое разрушение наблюдается доста-
точно часто. Например, из пяти тысяч цельносварных грузовых су-
дов типа «Либерти», построенных во время второй мировой войны
в США за период с 1943 по 1946 г., около 1500 вышло из строя
430
из-за хрупкого разрушения. Девятнадцать судов развалились попо-
лам совершенно неожиданно, одно из них на верфи по окончании
сдаточных испытаний. Указанные поломки происходили в зимнее
время при температуре ниже 0° С. Приведенный пример свидетельст-
вует об исключительной важности проблемы хрупкого разрушения.
4. ВЯЗКОЕ РАЗРУШЕНИЕ
Пластическое (вязкое) разрушение под действием растягивающего
напряжения состоит из трех последовательных стадий. Сначала на
образце образуется шейка, в области шейки возникают поры, кото-
рые соединяются друг с другом (рис. 228, а). На второй стадии
Рис. 228. Образование пор в начале вязкого разрушения (а) и кони-
ческий участок образца с порами (б)
норы растут и объединяются до величины, достаточно большой, что-
бы пора быстро распространялась в направлении, поперечном к оси
растяжения. На этой стадии трещина распространяется к поверх-
ности, достигая ее на третьей стадии под углом, близким к 45° к
оси растяжения (рис. 228,6). Третья стадия — отделение двух
частей образца друг от друга по конусной поверхности.
Первая стадия разрушения — наиболее длительная, так как пер-
вые поры и трещины наблюдаются лишь незадолго до разрушения.
Например, для алюминиевых образцов разрушение При одноосном
растяжении наблюдается при относительном сужении фр = 80-4-81 %,
а первые трещины и поры при фтР = 76-4-78%, для меди соответст-
венно при фР = 53,7% и фТр = 51,7%, для латуни при фр = 47,4%
и фтр = 41,9% [1]. В конце первой стадии разрушения, например,
431
технически чистой меди (см. рис. 228, а) начинает формироваться
центральная трещина, окруженная мелкими порами, которые обра-
зуются в данном случае у включений путем отрыва металла от
включений или путем разрушения самого включения. В отличие от
рассматриваемого примера с медью (см. рис. 228, а), где поры вид-
ны необычно четко, в большинстве случаев трудно обнаружить боль-
шое количество пор даже после разрушения.
По мере увеличения степени деформации возникающие поры
увеличиваются в размерах, сливаются вблизи оси образца с образо-
Рис. 229. Распределение про-
дольных (/), максимальных
касательных (2) и радиаль-
ных (3) напряжений в по-
перечном сечении растяги-
ваемого образца с шейкой
ванием небольшой центральной трещины.
Последние две стадии разрушения —
образование трещины и отделение двух
частей образца друг от друга по конус-
ной поверхности — развиваются после
достижения пластичным металлом' пре-
дела прочности.
Основная трещина на втором этапе
расположена в центре образца, что обус-
ловлено особенностью распределения на-
пряжений в шейке растягиваемого об-
разца (рис. 229): в центре развивается
трехосное растяжение. Касательное на-
пряжение на оси образца, имеет такую
же величину, как и на остальных участ-
ках поперечного сечения, в то время как
растягивающие напряжения максималь-
ны у оси. Так как процесс разрушения
определяется
касательных,
пряжений, то
что развитие
образца, где
степенью развитости как
так и растягивающих на-
естественно предположить,
трещины начнется у оси
наблюдается всестороннее
растяжение. Начало образования трещины с поверхности образца
не наблюдается.
Распространение увеличивающейся трещины облегчается за счет
поверхностей с интенсивными сдвиговыми деформациями перед кон-
цом трещины. Эти поверхности наклонены примерно под углом 45°
к оси растяжения; в них также развиваются поры (см. рис. 228,6).
На данном третьем этапе разрушения две поверхности АВ и АС, где
действуют максимальные сдвиговые деформации, являются эквива-
лентными и образовавшаяся в данном примере коническая часть
поверхности разрушения именно по АВ является событием случай-
ным, связанным с большим образованием пор в предшествующий
период деформирования у поверхности АВ. Коническая область раз-
рушения является более ровной, чем у дна «чашечки», так как
здесь образование новых поверхностей сопровождается‘срезом, а не
отрывом;
5. ВЛИЯНИЕ РАЗЛИЧНЫХ ФАКТОРОВ
НА ХАРАКТЕР ВЯЗКОГО РАЗРУШЕНИЯ
Результаты многочисленных опытов свидетельствуют о том, что для
металлов и сплавов уменьшение зерна d приводит к увеличению пре-
дела текучести в соответствии с зависимостью Холла—Петча и од-
432
повременно к некоторому увеличению сужения поперечного сечения.
Разрушающее напряжение также увеличивается пропорционально
(б/)-°>5 (рис. 230) *. Для размеров зерна, меньших, чем d{ (правая
часть кривой на рис. 230), значение разрушающего напряжения вы-
ше величины предела текучести; в этой области для достижения
разрушающего напряжения необходимо преодолеть упрочнение.
1$ данном случае достигаются значительные удлинения до 50%. Для
размеров зерна, больших, чем' d{ (левая часть кривой на рис. 230),
разрушающее напряжение совпадает с пределом текучести или ниже
его, свидетельствуя о хрупком разрушении. Таким образом, увели-
чение размера зерна действует подобно понижению температуры,
приводя к переходу от вязкого
разрушения к хрупкому. В на-
стоящее время накоплено доста-
точное количество факторов, сви-
детельствующих о том, что увели-
чение размеров зерен приводит к
снижению пластичности и охруп-
чиванию металлов.
Литые и обработанные давле-
нием металлы обычно проявляют
анизотропию свойств особенно
таких показателей пластичности,
как относительное удлинение, от-
Рис. 230. Изменение разрушающего
напряжения (сплошная линия) и
носительное сужение, ударная
вязкость. Обычно' литой металл
менее пластичен, чем обработан-
пый давлением, причем пластич-
ность литых металлов вдоль на-
правления столбчатых кристаллов
переход от вязкого разрушения к
хрупкому при изменении размера
зерна низкоуглеродистой стали
больше, чем поперек этого направ-
ления. Анизотропия свойств частично сохраняется и после пласти-
ческой деформации, причем' образцы, вырезанные в направлении
наибольшей деформации, более пластичны, чем <в других направле-
ниях. Причинами анизотропии свойств являются:
1) сохранение следов слоистой или полосчатой неоднородности
химического состава литого металла (ликвации и сегрегации при-
месей) ;
2) направленное расположение включений в металле, опреде-
ляемое направлением наибольшей деформации;
3) возникновение преимущественной кристаллографической ори-
ентировки кристаллов (текстуры).
В металлах, имеющих о. ц. к. решетку, анизотропия свойств
усиливается при наличии примесей внедрения. В однофазных чистых
металлах анизотропия свойств определяется в основном текстурой.
После отжига, приводящего к исчезновению текстуры, анизотропия
механических свойств исчезает. Легирование, приводящее к обра-
зованию твердого раствора или многофазного сплава, хотя и увели-
чивает предел прочности и иногда величину равномерного удлине-
ния, практически всегда уменьшает сужение поперечного сечения,
за исключением тех случаев, когда введение легирующего элемента
* Справедливо для металлов с о. ц. к. решеткой.
433
уменьшает охрупчивающее влияние примеси, уже присутствующей в
сплаве.
В результате повышения температуры увеличивается сужение
поперечного сечения при испытаниях на растяжение. Иногда поли-
кристаллический образец может растягиваться до образования то-
чечного сечения. Кроме увеличения числа систем скольжения и до-
полнительного развития диффузионных процессов, причиной повы-
шенного относительного сужения при растяжении являются про-
цессы динамического разупрочнения, что приводит к уменьшению
вероятности разрушения.
Изменение скорости деформации при растяжении от 10-3 до
102 с-1, как правило, не оказывает заметного влияния на характер
вязкого разрушения. Вне отмеченных диапазонов деформирования
при скоростях ползучести (е< 10~4 с-1) и динамическом деформи-
ровании (8>104 с-1) проявляются специфические эффекты, изме-
няющие характер вязкого разрушения и довольно часто приводящие
к хрупкому разрушению.
Путь разрушения при длительном воздействии высокой темпе-
ратуры и нагрузок (испытания на ползучесть) проходит вдоль гра-
ниц зерен, а не по телу кристаллитов. Такое разрушение вызвано не
наличием примесей или пленок хрупких соединений на границах зе-
рен (так как оно характерно не только для технических сплавов, но
и для чистых металлов), а процессом, который характерен только
для малых скоростей деформации при высоких температурах (см.
гл. XVI), т.е. скольжением по границам зерен. Как было отмечено
(см. гл. V), зернограничная деформация не может быть значительной,
в связи с чем наблюдаются незначительные до разрушения средние
деформации, свидетельствующие о хрупком разрушении.
МАСШТАБНЫЙ ЭФФЕКТ ПРИ ПЛАСТИЧЕСКОМ ТЕЧЕНИИ
И РАЗРУШЕНИИ. Масштабный эффект заключается в изменении
наблюдаемого физического поведения геометрически подобных мо-
делей и конструкций с изменением абсолютного масштаба (мас-
штабного фактора). При этом геометрическое подобие обоснованно
рассматривается как макроскопическое подобие, для которого такие
размеры, как диаметр зерна, расстояние между частицами и их раз-
мер, и другие микропараметры не учитывают. В этом и заключает-
ся сущность масштабного моделирования, так как в противном слу-
чае необходимо было бы всегда пользоваться результатами только
натурных испытаний. Однако, используя моделирование, следует
помнить, что масштабные эффекты при пластическом течении и раз-
рушении проявляются в виде микропроцессов на макроуровне. На-
пример, радиус закругления острой трещины зависит от микрострук-
турных факторов. В связи с этим отношения радиуса закругления
трещины к ее длине и длины трещины к размеру образца стано-
вятся геометрически неподобными величинами.
Масштабный фактор проявляется в увеличении хрупкости и сни-
жении механических характеристик металла с увеличением разме-
ров изделий. Статистическая теория дефектов объясняет это влияние
тем, что вероятность существования опасного дефекта, облегчающего
образование и развитие трещин, уменьшается при уменьшении раз-
меров образцов. Этот вывод статистической теории подтверждается
прямым экспериментом. Известно, например, что тонкие стеклянные
волокна диаметром 5 мкм обладают в 50 раз большей прочностью,
чем массивные образцы, изготовленные из того же стекла.
434
Проявление масштабного фактора тесно связано с влиянием
состояния поверхности. В частности, длительное травление стекла
плавиковой кислотой, удаляющее наружный слой и создающее
идеально ровную поверхность, приводит к резкому снижению веро-
ятности существования на поверхности опасных дефектов, и соглас-
но статистической теории дефектов должно наблюдаться повышение
прочности массивных образцов до прочности тонких стеклянных во-
локон. Эксперимент полностью подтверждает это предположение.
ВЛИЯНИЕ СРЕДЫ И СОСТОЯНИЯ ПОВЕРХНОСТИ НА ПРО-
ЦЕССЫ РАЗРУШЕНИЯ. Состояние поверхности — один из важней-
ших факторов, влияющих на результаты механических испытаний
образцов в лабораторных условиях. Наличие небольших выступов
и впадин на плохо обработанной поверхности приводит к повыше-
нию концентрации напряжений. Поверхностные неровности могут
играть роль хрупких трещин и значительно снижать определяемые
испытаниями прочностные характеристики металла. Например, хруп-
кие в обычных условиях кристаллы каменной соли становятся
пластичными, если при испытании их погрузить в теплую воду, раст-
воряющую дефектный поверхностный слой (эффект Иоффе). Тща-
тельная полировка поверхности металлических образцов приводит
к увеличению измеряемых при растяжении характеристик прочности
и пластичности.
Разрушающее при растяжении образца с неровной поверхностью
напряжение повышается, если в поверхностном его слое создать сжи-
мающие продольные напряжения, препятствующие развитию тре-
щины. Этот прием используют для увеличения срока службы изде-
лий при специальной поверхностной обработке деталей: дробеструй-
ной обработке, обкатке роликами, некоторых операций термической
и химико-термической обработки поверхности.
Внешняя среда может воздействовать на механические характе-
ристики материала необратимо или обратимо. В последнем случае
механические характеристики материала полностью восстанавлива-
ются при удалении действующего на его поверхность вещества. Кор-
розионное растрескивание под напряжением связано с необратимым
воздействием химически активной среды и может вызвать переход
от пластичного разрушения к хрупкому даже у материалов и спла-
вов с г. ц. к. решеткой, которые, нельзя перевести в хрупкое состоя-
ние другими способами.
Нерастворяющие жидкие среды, содержащие поверхностно ак-
тивные вещества, могут оказывать сильное влияние на механические
характеристики металлов. В этом случае вследствие адсорбции ак-
тивного вещества поверхностями трещин изменяется величина по-
верхностной энергии. Явление облегчения деформации и снижение
деформирующего усилия под влиянием поверхностно активных ве-
ществ известно как эффект Ребиндера. Если адсорбированное ве-
щество уменьшает эффективную поверхностную энергию, то склон-
ность к хрупкому разрушению возрастает, а значение разрушающего
напряжения и напряжения течения снижается в несколько раз.
6. ВЛИЯНИЕ ГИДРОСТАТИЧЕСКОГО ДАВЛЕНИЯ
НА РАЗРУШЕНИЕ
Как следует из изложенных представлений, необходи-
мым условием хрупкого и вязкого разрушения является
435
наличие растягивающих напряжений. Всесторонние на-
пряжения сжатия или высокие гидростатические давле-
ния, уменьшая растягивающие напряжения в дефор-
мируемом теле, подавляют процесс зарождения тре-
щин.
Например, если трещина образуется при разрыве
стенки дислокаций, пересекающей линии скольжения в
гексагональных монокристаллах (см. рис. 225, в), то
согласно уравнению (163) при постоянных значениях е,
G и L величина ор достигает критического (разрушающе-
го) значения при определенной величине касательных
напряжений:
1,3еб
т apL
Нормальное к плоскости трещины напряжение оСр,
возникающее от действия внешних (негидростатических)
сил, и напряжение всестороннего сжатия (—о, гидроста-
тическое давление) изменяют величину действующего на
трещину нормального к ней напряжения и выражение
(164) будет иметь вид
ст = —*-----------. (165)
(op + аср — q)L
При о->Ор+<Тср имеем от->оо, т. е. напряжение, вызыва-
ющее движение дислокаций и пластическую деформацию,
может увеличиваться бесконечно, а при напряжении сг^
^(jp+ocp образование трещины становится невозмож-
ным.
Рассматривая модель разрушения Стро—Мотта [см.
формулу (162)], когда трещина образуется в-результате
действия растягивающих напряжений, создаваемых груп-
пой дислокаций, скопившихся перед препятствием на ли-
нии скольжения, приходим к результату, аналогичному
(165). Под действием средних-напряжений аср=(о1-}-
от действия внешних сил величина о в выра-
жении (162) может как уменьшаться (аСр<0), так и
увеличиваться (оСр>0). Под действием приложенного
гидростатического давления о величина . ок.т уменьша-
ется:
стк.т '= 2 (jj-)°’5 + % — а> 066)
436
причем если величина а достаточно велика и больше двух
первых членов правой части уравнения (166), то ак.т<0
и образование трещины невозможно.
Таким образом, высокое давление о затормаживает
или полностью подавляет процесс зарождения трещин
разрушения при деформации.
Необходимо отметить, что растягивающие напряже-
ния, приводящие к возникновению микротрещин по своей
величине приближаются к теоретическому пределу проч-
ности. Поэтому для того, чтобы давление ст могло пода-
вить или существенно затормозить процесс возникнове-
ния трещины, величина этого давления должна иметь
тот же порядок, что и <ур в выражении (164) или ак.т в
выражении (162), т. е. сг=—(10004-2000) МПа может
лишь в незначительной степени задержать зарождение
трещин разрушения. Однако на практике существенное
повышение пластичности наблюдается при давлении
| сг| < 1000 МПа.
Напрашивается вывод, что задержка появления тре-
щин разрушения под действием гидростатического дав-
ления не может быть основной причиной повышения
пластичности металлов, наблюдаемой в диапазоне срав-
нительно низких давлений.
Когда микротрещина в процессе своего роста превра-
щается в макротрещину и достигает критического разме-
ра, дальнейшее распространение этой трещины происхо-
дит уже при сравнительно низких растягивающих напря-
жениях, величина которых является реальным пределом
прочности металлов. Давление о=—1000 МПа прибли-
зительно равно напряжению развития трещины Гриффит-
са.
Естественно предположить, что именно на этапе рас-
пространения образовавшейся трещины, достигшей кри-
тических размеров, в основном и проявляется роль дав-
ления в повышении пластичности металлов.
Таким образом, высокие гидростатические давления
не только затрудняют образование трещин Гриффитса
[см. формулы (165) и (166)], но и препятствуют их рас-
пространению.
Кроме этого, положительное влияние высоких гидро-
статических давлений заключается в том, что в их при-
сутствии происходит залечивание уже имеющихся в ме-
талле микродефектов в процессе пластической деформа-
ции. Экспериментальным проявлением «залечивания»
437
является заметное повышение плотности деформируемо-
го металла.
Явление «залечивания» хорошо проиллюстрировано
экспериментально. При пластическом растяжении об-
разцов из чистой меди был получен металл в зоне
шейки, пораженный микропорами и микротрещинами.
Пластичность этого металла была в значительной мере
исчерпана. Затем металл в указанной зоне был пластиче-
ски продеформирован в условиях всестороннего сжатия.
При этом наблюдалось полное «залечивание» пор и тре-
щин, а пластичность при одноосном растяжении повыша-
лась до первоначального уровня. Однако всестороннее
гидростатическое сжатие образцов без их пластической
деформации не приводило к заметному уменьшению ко-
личества и размеров дефектов.
«Залечивание» дефектов при пластической деформа-
ции под действием гидростатических давлений Б. И. Бе-
реснев и др. объясняют следующим образом. Гидроста-
тическое давление, подавляя силы, стремящиеся рас-
крыть трещины, не позволяет им разрастаться. Создается
возможность образования контактных мостиков меж-
ду противолежащими поверхностями дефекта. В точках
контакта благодаря высоким напряжениям и взаимному
проскальзыванию частиц металла на противоположных
поверхностях дефекта создаются условия для восстанов-
ления сплошности деформируемого металла аналогично
условиям холодной сварки. При этом не исключается
возможность локального нагрева металла в точках кон-
такта противолежащих поверхностей, способствующего
активизации диффузионных процессов. Причиной ло-
кального нагрева в контактных точках могут быть лока-
лизованная пластическая деформация, а также высво-
бождающаяся поверхностная энергия при сближении
выступов дефекта на расстояние порядка параметра
кристаллической решетки.
ПРОЧНОСТНЫЕ ХАРАКТЕРИСТИКИ ПРИ РАС-
ТЯЖЕНИИ С НАЛОЖЕНИЕМ ГИДРОСТАТИЧЕСКО-
ГО ДАВЛЕНИЯ. Ряд экспериментальных данных сви-
детельствует о том, что гидростатическое давление ог<
<2500 МПа не оказывает существенного влияния на
предел текучести, напряжение течения и предел проч-
ности.
Например, при одновременном действии одноосного
сжатия и гидростатического давления до 200 МПа на
43S
отожженные образцы из литой стали предел текучести
оставался неизменным, равным 284±5 МПа. При уве-
личении давления до 300 МПа для низкоуглеродистой
стали отмечено слабое понижение верхнего предела те-
кучести от 190 до 180 МПа. Предел текучести и ход кри-
вых напряжение — деформация остаются неизменными
для меди, вольфрама, низкоуглеродистой стали вплоть
до ст=1000 МПа.
В первых работах Бриджмена была установлена сла-
бая зависимость предела прочности под действием гид-
ростатического давления: предел прочности возрастает
линейно на 10 МПа при увеличении давления на
150 МПа. Однако дальнейшие уточнения и совершенст-
вование методики испытаний при высоких гидростати-
ческих давлениях привели к выводу, что давление до
2500 МПа не оказывает влияния на предел прочности
при растяжении.
Перечисленные факты свидетельствуют о правомер-
ности известных в теории пластичности критерия Треска
или критерия Губера—Мизеса—Генки при наличии до-
статочно высоких гидростатических давлений. Справед-
ливость этих критериев текучести подтверждается по-
стоянством интенсивности касательных напряжений для
любых фиксированных значений деформаций в области
равномерного растяжения (до начала образования шейки
при различных значениях о).
Система напряжений, состоящая из поперечного
гидростатического давления о и растягивающего напря-
жения Ср, идентична двум одновременно приложенным
системам напряжений всестороннего гидростатического
сжатия о и одноосного растяжения <тод=<Тр—о. Действу-
ющая на образец нагрузка Р=(ор—o)F (F=F0/ee—
площадь поперечного сечения образца при деформации
e=ln Fo/F, Fo — начальная площадь поперечного сече-
ния образца) и величина условного напряжения <гус=
=P/Fo=(c>p—о)/е8 достигают максимального значения,
равного пределу прочности (<гус, max—Ов) в месте начале
образования шейки при е=е' (в данном случае Р —
^^Рmax) , Т. е.
(«, - о)' г’ - <?
> - -------------(F? - . ." °' <167>
8=8*
439
где (стр—ст)'=стве'— истинное напряжение при е=е'.
Тангенс угла наклона к истинной кривой (стР—ст)—е в
точке е=е', т. е. в точке максимального условного на-
пряжения <jyc=P/F0 (или максимального значения Р),
равен (рис. 231):
rf(ffp —СТ)' _ (СТр —ст)'
аг' 1
(168)
При отсутствии гидростатического давления о выраже-
ние (168) приобретает вид, известный при одноосном
растяжении: (/стр/(/е/=стр=СТве/, т. е. при наличии гидро-
статического давления вся диаграмма растяжения сме-
щается на величину ст (см. рис. 231), а предел текучести,
деформирующее напряжение, предел прочности и вели-
чина равномерной деформации, регистрирующая начало
, Рис. 231. Диаграмма растяжения низ-
коуглеродистой стали при наложении
гидростатического давления о:
/ — условная диаграмма (Уу—8; 2 —ис-
тинная диаграмма (<Ур—<у) = <уод=/(е);
3 — касательная к кривой истинной ди.
аграммы в точке начала образования
- шейки
мальную при разрушении деформацию ер, которая яв-
ляется количественной мерой пластичности металла при
образования шейки е', ос-
таются неизменными. Та-
ким образом, вид услов-
ной и истинной диаграмм
растяжения при наличии
гидростатического давле-
ния такой же, как и при
одноосном растяжении.
Гидростатическое давле-
ние не увеличивает зна-
чения равномерной де-
формации и не задержи-
вает начало образования
шейки, однако изменяет
протяженность участка
неравномерной при растя-
жении деформации (рис.
232), увеличивая макси-
одноосном растяжении с наложенным гидростатическим
давлением.
Истинная диаграмма в координатах истинное напря-
жение— логарифмическая деформация одинаковы до
начала образования шейки (рис. 233) и различны для
различных давлений. Среднее истинное напряжение в
.440
шейке сначала возрастает до максимального значения
(до начала разрушения образца), а затем быстро умень-
шается до очень низкого значения, соответствующего
окончательному разрушению1. Быстрое уменьшение ис-
тинного напряжения, наблюдаемое после достижения
ю
Удлинение, °/о
Рис. 232. Кривые нагрузки — удлинение для стали 20 'при различных давлени-
ях, МПа:
/ — 0; 2— 400; 3— 600; 4 — 700
его максимального значения, связано с образованием
трещин, в результате которого действительная площадь
поперечного сечения образца, воспринимающая прило-
женную нагрузку, становится меньше.
Многочисленные опыты на стали и вольфраме пока-
зали, что вплоть до давлений в (1000—2500) МПа гидро-
статическое давление не влияет на ход истинной диа-
граммы напряжение—деформация и так же, как и для
меди (см. рис. 233), увеличивается лишь значение де-
формации при разрушении ер.
Однако в литературе имеются и отличные от рассмот-
ренных ранее данных о влиянии гидростатического на-
пряжения на вид истинных кривых напряжение—дефор-
мация.
Например, установлено, что при давлении до
220 МПа величина напряжения для бронзы и магниево-
го сплава повышается на 20—30% с незначительным
увеличением степени деформационного упрочнения,
тогда как для меди это повышение практически неза-
метно. Аналогичные данные были получены для латуни
и алюминиевого сплава, когда истинные кривые напря-
1 Такой вид диаграмм получают при непрерывном измерении
диаметра шейки (обычно применяют киносъемку) на «жестких» ис-
пытательных машинах типа «Инстрон».
28—790
441
жение—деформация смещались вверх с увеличением гид*
ростатического давления при постоянном значении ко-
эффициента деформационного упрочнения. Имеются
также данные, свидетельствующие об изменении коэф-
ёист>^Па фициента деформацион-
р------------------- ного упрочнения как в
Рис. 233. Кривые истинное напряже-
ние — истинная деформация при растя-
жении отожженной бескислородной ме-
ди при различных давлениях, МПа:
/ — 0,1; 2 — 78; 3-157; 4 — 313 (ё7—де-
формация, соответствующая началу об-
разования шейки)
сторону увеличения, так
и в сторону его уменьше-
ния. Уточнение приведен-
ных закономерностей, по-
лученных на основе экс-
периментальных данных,
происходит в основном по
пути совершенствования
методики испытаний и из-
мерений при растяжении
с наложенным гидроста-
тическим давлением.
Большинство исследо-
вателей подтверждают
данные Бриджмена о во-
зрастании с увеличением
давления истинного рас-
тягивающего напряжения
при разрыве еР (рис. 234).
При этом эксперимен-
тально установлен тот
факт, что действительное среднее напряжение в шейке
при разрыве (оразр—о) приблизительно постоянно и не
зависит от давления.
ВЛИЯНИЕ ГИДРОСТАТИЧЕСКОГО ДАВЛЕНИЯ
НА ПЛАСТИЧНОСТЬ МЕТАЛЛОВ'И СПЛАВОВ. Мно-
гочисленные эксперименты по изучению предельной до
разрушения деформации при растяжении ер с воздейст-
вием гидростатического давления показывают, что пла-
стичность металлов повышается и для различных метал-
лов и сплавов наблюдаются четыре вида зависимости
ер(ст).
Линейная зависимость ер(о) (рис. 235, кривая /) бы-
ла установлена Бриджменом и затем подтверждена дру-
гими исследователями. Этот тип зависимости установлен
для углеродистых и нержавеющих сталей до ст=
= 1500 МПа, дуралюмина Д16, а также титана до а=
= 1200 МПа.
442
Зависимость 8р(о») (рис. 235, кривая 2) с насыщени-
ем при повышении давления свыше определенной вели-
2000
О 200 ЬОО ООО 000 1000
Гидростатическое давление,Hfla
Рис. 234. Влияние гидростатического
давления на разрушающее напряжение
при растяжении низкоуглеродистой
(0,085 % С) стали:
/—истинное разрушающее напряжение
празр 1 2 ~ действительное напряжение
в шейке при разрыве (7разр~°’
Рис. _235. Различный вид зависимо-
стей 8р(а)?
/ — линейная; 2 —с насыщением
при <у>сгн; 3 — с наличием порого-
вого давления оп; 4 — обобщенная
зависимость предельной пластично-
сти от давления
чины наблюдается для молибдена, вольфрама, а также
углеродистых сталей при давлениях выше 1500—
2500 МПа.
Наличие «порогового» давления огп (рис. 235, кри-
вая 5) сначала было замечено при деформации метал-
лов с г. п. у. решеткой и объяснялось развитием других
систем скольжения при <у>огп, кроме скольжения по ба-
зисной плоскости. Увеличением числа систем скольже-
ния при о’>о'п объясняли повышение 8Р. Однако позднее
экспериментально было доказано существование «поро-
гового» давления ап при деформации хрома, молибдена,
вольфрама и других очень хрупких металлов и сплавов.
Береснев Б. И. и др. считают возможным представить
кривые 1—3 на рис. 235 в виде обобщенной зависимости
8р(ог) с наличием «порогового» давления ап и давления
«насыщения» <гн (рис. 235, кривая 4). При этом величина
порогового давления приближенно определяется выра-
жением:
для хрупких металлов
Р ( 2Ер \о,5
F \ nl )
(169)
443
2§*
для пластичных металлов
а„ = ТГз(1+^-)-(-^-)"-5. (170)
\ / \ «ГЦ /
Пластичные металлы при атмосферном давлении раз-
рушаются с образованием шейки. В формулах (169) и
Рис. 236. Зависимость предельной пластичности Ер от гидростатического дав-
ления о для различных материалов:
а — сплавы на основе молибдена (/ — молибден М4, 2 — молибден МС, 3 —
сплав ВМ-1); б — сплавы на основе железа (/ —а-железо, 2—сталь с 0,46 % С
(улучшение), 3 — сталь с 0,46% С (отжиг)]; в — сплавы на основе титана
(/-ВТ1-1, 2-BT5-1)
(170) второй член правой части — критическое напря-
жение, необходимое для распространения трещины раз-
рушения по теории Гриффитса—Орована; Т — средняя
интенсивность напряжений сдвига в шейке радиусом г
растягиваемого образца; /? — радиус кривизны шейки.
Для некоторых пластичных материалов пороговое дав-
ление не является ярко выраженным, однако для боль-
шинства металлов и сплавов формулы (169) и (170) на-
ходятся в хорошем согласии с экспериментом
и величина пп изменяется от 750 МПа для металлокера-
мического вольфрама до 20 МПа для латуни Л68. Не-
которые зависимости 8р(о) представлены на рис. 236.
Анализ этих данных дает основание утверждать, что вид
кривой 8р(сг) зависит от химического состава металла
(сплава), его структуры, наличия примесей, способа вы-
плавки, предшествующей технологии термомеханической
обработки. Например, для молибдена марки МЧ* для
достижения величины sp=2 необходимо давление
1000 МПа, а для молибдена марки МС* 1500 МПа (см.
рис. 236, а).
444
Для сплава ВМ1* при |а| >1000 МПа предельная
пластичность изменяется очень мало, а для металлокера-
мического молибдена МС наблюдается слабое снижение
роста предельной пластичности и уменьшение dep/dor
лишь при 1500 МПа. Так как молибден марки МС дефор-
мируется равномерно до более высоких деформаций б',
чем сплав ВМ1, то можно считать, что давление насы-
щения он зависит от склонности металла к локализации
деформации в шейке образца: чем меньше величина б7
равномерной деформации, тем меньше величина напря-
жения огн.
Интересные исследования были поставлены
Б. И. Бересневым и др. на меди марки М2 (99,96% Си).
Часть образцов испытывали под давлением после рекри-
сталлизационного отжига. Другая часть образцов была
изготовлена после высокотемпературной ползучести, в
результате чего в меди были созданы зернограничные
дефекты типа пор и трещин, моделирующие слабую связь
по границам зерен у хрупких металлов. При деформации
под давлением значения пластичности меди с искусст-
венными дефектами повышались до значений, близких
бездефектному металлу. На основе этих опытов авторы
пришли к выводу, что одной из причин повышения пла-
стичности хрупких металлов под давлением является
устранение дефектности хрупкого металла в результате
пластической деформации под давлением.
Снижение температуры перехода из пластического
состояния в хрупкое под действием приложенного гид-
ростатического давления можно объяснить, используя
схему, представленную на рис. 237. Температуре перехо-
да Тп соответствует точка, в которой температурная кри-
вая сопротивления отрыву (сг0Тр) пересекается с темпе-
ратурной кривой предела текучести от при атмосферном
давлении. При атмосферном давлении и 7<ТП металл
хрупок и Оотр—о'=Оо<0, при Т>ТП металл пластичен
и Оотр—(У=(Уо>0. Критическая точка О сдвигается в по-
ложение О' под действием гидростатического давления,
вызывая смещение температуры перехода в области бо-
лее низких температур. Аналогично можно утверждать,
* Молибден марки МЧ — молибден технической чистоты (99,95%
Мо) без каких-либо специальных присадок; Мо марки МС с при-
садками Со ( — 0,2%) и сплав ВМ1 легирован титаном и цирконием
-0,5%.
445
что приложение всестороннего растяжения Оо=^отр—
—(Тт>0 вызывает смещение температуры перехода в об-
ласть более высоких температур (точка О"). Опытами
доказано, что температура перехода молибдена из пла-
стического состояния в хрупкое в результате приложения
Рис. 237. Влияние давления на тем-
пературу перехода из хрупкого со-
стояния в пластичное
Рис. 238. Зависимость температуры пе-
рехода из хрупкого состояния в пла-
стичное от гидростатического давления
для цинка:
1 — вязкое разрушение; 2 — хрупкое
разрушение
гидростатического давления, равного 140 МПа, снижает-
ся от 50 до 2° С, тогда как разрушающее напряжение
возрастает под действием гидростатического давления на
ту же величину: на 140 МПа, т. е. в соответствии с выска-
занными ранее соображениями. Зависимость температу-
ры перехода от гидростатического давления приближен-
но описывается уравнением прямой (рис. 238).
7. О КРИТЕРИЯХ ПЛАСТИЧЕСКОГО РАЗРУШЕНИЯ
Склонность металлов к вязкому разрушению не может
быть охарактеризовано только одним критерием, в ча-
стности критерием напряжения, по следующим причинам.
В монокристаллах разрушение может происходить
при постоянной составляющей касательного напряжения.
Поэтому можно было бы предположить, что критерием
вязкого разрушения является некоторое касательное на-
пряжение.
Однако из практики известно, что в центре шейки
растягиваемого поликристаллического образца реали-
зуется трехосное растяжение и можно было бы пола-
446
гать, что всестороннее растяжение приводит к вязкому
разрушению.
Однако при растяжении с одновременным воздейст-
вием гидростатического давления предельная до разру-
шения деформация увеличивается достаточно значитель-
но, а разрушающее напряжение возрастает не намного,
причем хрупко разрушающиеся металлы при наложении
гидростатического давления разрушаются вязко при
наличии значительных деформаций. Рассматривая ме-
ханизмы разрушения с позиций теории дислокаций,
И. А. Одинг отмечает, что так как взаимодействуют си-
ловые поля дислокаций, содержащие и касательные, и
нормальные напряжения, «то трудно говорить, какие же
напряжения—растяжения, сжатия или сдвига — ответ-
ственны за разрушение». Касательные напряжения, вы-
зывающие пластическую деформацию, приводят к уве-
личению дефектов кристаллической решетки, росту
уровня внутренних напряжений, препятствующих внеш-
ним приложенным напряжениям, и подготавливают ме-
талл к разрушению. Нормальные напряжения растяже-
ния ускоряют процесс разрушения, а нормальные напря-
жения сжатия, в частности приложенное гидростатичес-
кое давление, подавляют процесс разрушения.
Итак, простого критерия разрушения, связанного с
напряжениями, существовать не может.
Перечень различных экспериментальных фактов сви-
детельствует также и о том, что простой критерий де-
формации при вязком разрушении также не верен по
следующим причинам.
Наложение гидростатического давления иногда при-
водит к 100%-ному сужению шейки и эта величина де-
формации значительно выше, чем при обычных испыта-
ниях на растяжение, т. е. наряду с величиной деформа-
ции необходимо указывать величину гидростатического
давления.
Кроме этого факта, результаты многочисленных экс-
периментов доказывают, что предельная до разрушения
деформация зависит от степени развитости дефектов ти-
па микропоры, микро- и макротрещины. В зависимости
от условий деформирования и схемы напряженного со-
стояния эти дефекты могут развиваться или «залечи-
ваться». Например, при испытании на растяжение об-
разца, подвергнутого предварительному скручиванию,
обнаруживается снижение разрушающего напряжения и
447
уменьшение поперечного сужения, т. е. снижение пла-
стичности. Таким образом, сдвиги в процессе предвари-
тельного скручивания приводят к возникновению дефек-
тов, раскрытию которых способствуют растягивающие
напряжения. Подобно этому кручение предварительно
растянутого образца снижает величину угла закручива-
ния при разрушении. Дефектность металла снижается,
если образец перед испытанием на растяжение подверг-
нуть знакопеременному кручению (закрутить и раскру-
тить).
Приведенные экспериментальные факты свидетельст-
вуют о том, что для осуществления пластического разру-
шения необходима комбинация деформации с напряже-
ниями сдвига и растяжения с учетом предшествующей
истории деформирования и возможного наложения гид-
ростатического давления.
Таким образом, есть основание полагать, что за кри-
терий разрушения (см. гл. XIV) может быть принята
накопленная на всех предшествующих этапах пластичес-
кого деформирования до времени разрушения деформа-
ция, зависимая от приложенного гидростатического дав-
ления и истории деформирования.
РЕКОМЕНДАТЕЛЬНЫЙ БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК
Булычев Д. К., Береснев Б. И., Гайдунов М. Г. и др. — «Физи-
ка металлов и металловедение», 1964, т. 18, вып. 3, с. 24—34.
Бриджмен П. Исследование больших пластических деформаций
и разрыва. М., ИЛ, 1955. 182 с. с ил.
мак Лин Д. Механические свойства металлов. Пер. с англ. М.,
«Металлургия», 1965. 431 с. с ил.
Механические свойства материалов под высоким' давлением.
Вып. I. Пер. с англ. М., «Мир», 1973. 295 с. с ил.
Одине И. А. — «Изв. АН СССР. ОТН», 1960, № 3, с. 4—16.
Пластичность и прочность твердых тел при высоких давлениях.
М., «Наука», 1970. 160 с. с ил. Авт.: Б. И. Береснев, Е. Д. Марты-
нов, К. П. Родионов и др.
Ратнер С, И.—ЖТФ, 1949, т. 19, вып. 3, с. 36—48.
ГЛАВА XIII
СОПРОТИВЛЕНИЕ МЕТАЛЛОВ
ПЛАСТИЧЕСКОМУ ДЕФОРМИРОВАНИЮ
Сопротивление деформации при одноосном растяжении
(сжатии) ors — напряжение течения, т.е. истинное на-
пряжение, вызывающее стабильное пластическое тече-
ние при заданных условиях деформирования.
448
Величина од не зависит от приложенного гидростати-
ческого давления, по крайней мере, при а< 1000 МПа
(см. тл. XII) и если для металла справедливо условие
текучести Мизеса, то сопротивление деформации при
сложном напряженном состоянии есть интенсивность ка-
сательных напряжений Ts, вызывающая стабильное пла-
стическое течение при заданных параметрах деформи-
рования. Так как
। = --°22) 4“ (а22--ОГзз) + (°33-°11)
И 6
+ 6 (о 12 + 023 + 031) »
то при одноосном растяжении Ts = ajVS = 0,577crg;
при кручении тонкостенных трубчатых образцов Ts=rs,
где Ts — напряжение течения при кручении.
Так как величины <rs, TSi rs — напряжения, вызываю-
щие стабильное пластическое течение, то устанавливают
функциональную связь этих истинных напряжений с
пластическими деформациями 8пл, Гпл и упл соответст-
венно.
Диаграммы истинное напряжение — деформация ти-
па сг—8, Т—Г, т—у строят для полных деформаций 8, Г
п у, состоящих из упругой и пластической (остаточной)
доставляющих.
Сопротивление деформации (или напряжение тече-
ния) является важной механической характеристикой
деформируемого металла, так как оно определяет во мно-
гом энергосиловые и кинематические параметры всего
процесса. Энергосиловые параметры процесса практиче-
ски линейно зависят от величины сопротивления дефор-
мации.
Величина Ts (или cfs) зависит от типа кристалличес-
кой решетки, химического ^состава и структуры метал-
ла; степени деформации (е); температурно-скоростных
условий деформирования (е, /, °C); истории развития
деформаций во времени т: 8(т); геометрического факто-
ра и внешней среды.
Определение величины Ts, как правило, вызывает
существенные затруднения в связи со сложностями реа-
лизации механических испытаний при сложном напря-
женном состоянии. Поэтому выбирают простейшие ме-
ханические испытания, позволяющие установить связь
449
между истинным напряжением и логарифмической де-
формацией при монотонном процессе пластического де-
формирования. Кручение тонкостенных трубчатых об-
разцов— простейшее испытание, однако процесс дефор-
мирования — немонотонный и этот вид испытания редко
используют для построения диаграммы Ts—Гпл, особен-
но при больших деформациях. Наиболее приемлемыми
видами испытания являются одноосное растяжение и
одноосное сжатие с минимальным влиянием сил трения.
Диаграммы о—е получают экспериментально при
различных скоростях деформации s и гомологических
температурах испытания: 0=Т/Тпл, где 71, К —темпе-
ратура испытания; ТПл, К — температура плавления.
По диаграммам су—8 или crs—8ПЛ строят диаграммы
Ts—Гпл Для сложного напряженного состояния. При од-
ноосном растяжении для е^6%- (в данном случае коэф-
фициент Пуассона ц«0,5) справедливо соотношение
Гпл =_(2//6)/ & - ё2 )2 + (е"2 -ё3)2 + (е3-Ё1)2 =
= ]/^3 81пЛ.
Вид диаграмм о—которые строят для различных
температур при s=const, существенно изменяется для
различных температур и скоростей деформации (рис.
239, 240). Подобного рода диаграммы были построены
П. Людвиком и Н. Н. Давиденковым для объяснения пе-
рехода от вязкого разрушения к хрупкому и применены
для анализа сг—8 диаграмм, а также соответственных
предельных состояний при различных температурах и
скоростях деформации.
Предельными состояниями при этом считают: 1) на-
чало текучести и соответствующие ему сгт и 8Т; 2) нача-
ло образования шейки при растяжении (параметры с/
и е'), что характеризует способность металлов и спла-
вов к равномерному по длине растягиваемого образца
физическому упрочнению (см. рис. 231); 3) макроразру-
шение образца, характеризуемое параметрами ограз и
враз; 4) температура 02 и соответствующая ей скорость
деформации е2 начала интенсивной и динамической по-
лигонизации; 5) температура 01 и взаимосвязанная с
ней скорость деформации si начала динамической ре-
кристаллизации; 6) температура 0О и скорость дефор-
450
Рис. 239. Диаграммы а—е для различных гомологических температур 6 при
E=const {а) и диаграммы о—е для различных температур 0 при E=const (б):
OABCDE — кривая предельного состояния, соответствующая пределу текуче-
сти; abed — кривая предельного состояния, соответствующая равномерному
удлинению; O'afiyd — кривая, соответствующая, разрушению; О" — начало от-
счета критических температур 0О(£), 0i(e), 62(e), определяющих степень раз-
вития каждой из областей I—IV (0о>01>0г)
Рис. 240. Диаграмма ст—е при 0=const (а) и диаграмма 0—0 при e=const (б)
для различных скоростей деформации е=10~~^ MO’c-’h
.4, В, С, D — точки, соответствующие пределу текучести для каждой области;
abed — кривая, соответствующая равномерному удлинению; O'apyd — кривая
предельного состояния, соответствующая разрушению; ео(0), Si(0), е2(0) —
кривые критических скоростей деформаций, определяющих степень развития
каждой из областей I—V
451
мации 8о, при которых полностью успевает завершиться
динамическая рекристаллизация.
В силу того факта, что по характеру микрострукту-
ры представляется возможным выделить 0г-, s*, в*
= 0; 1; 2) и 0o>0i>02— параметры, при которых про-
исходит только полигонизация или динамическая рекри-
сталлизация успевает завершиться частично или полно-
стью, можно установить взаимосвязь (или сочетания)
параметров 0О—so, 01—si, 02—s2, соответствующих' пол-
ной горячей, неполной горячей и теплой обработке дав-
лением соответственно.
Перечисленные параметры предельного состояния,
естественно, зависят от тех же факторов, что и величи-
на сопротивления деформации ors. Зависимость этих па-
раметров от условий деформации и диаграммы —0—
8—е часто носит очень сложный .характер и имеет ряд
аномалий (см. с. 462). Однако для ряда чистых металлов
и сплавов и без аномалий диаграммы <ys—0, crs—s, os—8
можно наблюдать общие закономерности, схематически
представленные на рис. 239 и 240.
1. ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА ДИАГРАММ as~0—ё—*8
Первичными экспериментальными данными при иссле-
довании сопротивления деформации в зависимости от
температурно-скоростных условий деформации as = os(8,
s, 0) являются диаграммы а—8, полученные для раз-
личных гомологических температур при 8 = const (см.
рис. 239, а) или для различных скоростей деформации
при 0t=const (см. рис. 240,а).
Область I на диаграммах рис. 239, а и 240, а — об-
ласть с завершенной динамической рекристаллизацией
при температурах деформации 0^0О и скоростях дефор-
мации 8^8о. В этом случае поглощенная (скрытая)
энергия не возрастает с увеличением степени деформа-
ции и при постоянных значениях 0 и 8 величина os=i
= const (dors/ds=0) и не зависит от степени деформа-<
ции. Металл ведет себя как идеально пластическая сре-:
да, для которой величина ors уменьшается с повышени-1
ем температуры и уменьшением скорости деформации, j
Скорость деформации е0, ниже которой полностью j
452
успевает завершиться динамическая рекристаллизация,
является функцией гомологической температуры: 80=
“8о(0) (рис. 240,6), и 80 тем больше, чем выше 0. При
низких гомологических температурах становится невоз-
можным достичь динамической рекристаллизации даже
при самых низких скоростях деформации, равных скоро-
стям ползучести.
Скорость деформации 80 при различных гомологиче-
ских температурах (см. рис. 240, б) удается установить
по характеру разрушения [1]: при 8<8о происходит
межкристаллитное разрушение, при 8>80 увеличивает-
ся доля транскристаллитного разрушения.
Остальные области от—е диаграмм, т. е., за исключе-
нием области /, характеризуются тем, что величина
6ог/д8=0=О и поглощенная энергия увеличивается с рос-
том степени деформации.
Область II — область с частичной динамической ре-
кристаллизацией 1 соответствует диапазону температур
деформации 01<0(е)<02 и скоростей деформации 82<
<8(0)<8i. Здесь наиболее ярко выражено влияние
скорости деформации на сопротивление деформации,
пластичность и в целом на вид кривых а—8. В области
II наряду с упрочнением происходит интенсивное раз-
упрочнение за счет динамической полигонизации и
рекристаллизации. С повышением температуры деформа-
ции (см. рис. 239, а) величина до/д& (показатель интен-
сивности упрочнения) уменьшается. В результате уве-
личения скорости деформации происходит уменьшение
времени, необходимого для протекания динамических
разупрочняющих процессов, поэтому температуры нача-
ла и конца рекристаллизации повышаются', а область II
сужается. Границей областей II и /// при заданной тем-
пературе и степени деформации является также скорость
деформации 81 (см. рис. 240,6), при которой рекристал-
лизация не успевает за процессами деформации и уп-
рочнения. При низких гомологических температурах ве-
личина 81 достаточно мала, так как требуется значитель-
ное время для протекания процесса динамической
1 Ранее процесс обработки давлением, происходящий при час-
тичной динамической рекристаллизации, в литературе называли
v неполной горячей деформацией».
453
рекристаллизации. При высоких гомологических темпера-
турах величина ei (0) увеличивается (см. рис. 240,6).
Область III соответствует диапазону температур
02<0(s)<0i и скоростей деформации 81<е(0)<82.
В данном случае влияние скорости деформации на со-
ротивление деформации [т. е. величина дв/д& меньше,
чем в зоне II (см .рис. 239,6)]. Кривые упрочнения при
0 = const (см. рис. 240, а) примерно параллельны друг
другу. В этой области наблюдается динамическая поли-
гонизация. В этом температурно-скоростном режиме де-
формации может быть реализована неполная холодная
или «теплая» обработка давлением. Естественно, с уве-
личением скорости деформации, когда на протекание
динамической полигонизации остается недостаточно вре-
мени, температуры 01 и 02 повышаются (см. рис.
239,6). Чем ниже скорость деформации, тем шире тем-
пературный интервал (02—0д), в котором протекают по-
лигонизационные процессы (см. рис. 239,6). С повыше-
нием температуры деформаций 0 величина критической
скорости деформации е2 увеличивается (см. рис. 240,6),
причем при заданной температуре 0 = const 82>8i>8o,
так как процесс динамической предрекристаллизацион-
ной полигонизации успевает проходить при высоких ско-
ростях деформации, а процесс динамической рекристал-
лизации, характеризующийся критической скоростью де-
формации 81, реализоваться не успевает.
Область IV — область холодной деформации. В этой
области с увеличением скорости деформации и при даль-
нейшем снижении температуры (см. рис. 239, а, 240, а)
разупрочняющие процессы не реализуются, а сопротив-
ление деформации может увеличиваться лишь при боль-
ших скоростях деформации за счет,инерционных эффек-
тов. Пластичность металлов уменьшается по сравнению
с пластичностью в областях I и II вследствие локализа-
ции деформации в шейке, за счет наложения отражен-
ных упругих волн напряжений и напряжений при пла-
стическом высокоскоростном растяжении. Наложение до-
полнительного поля напряжений и деформаций приводит
к неравномерности их распределения по длине растяги-
ваемого образца и их локализации в зоне активного за-
хвата испытательной машины. Поэтому в образцах, ис-
пытанных на растяжение ударом, разрушение происхо-
дит в зоне, расположенной ближе к приложенному уси-
454
лию. В этой области наблюдается высокоскоростная
холодная деформация. Область полной холодной дефор-
мации наблюдается также в диапазоне температур пе-
рехода от хрупкого разрушения к вязкому. Ниже указан-
ных температур (см. рис. 239, а) наблюдается хрупкое
разрушение, при этом пластичность минимальная.
Область V (см. рис. 240, а) относится к очень высо-
ким скоростям деформации е« (107Ч-108) с”1 и харак-
теризуется хрупким разрушением.
ЗАВИСИМОСТЬ <ys(9). Экспоненциальная зависи-
мость сопротивления деформации от температуры (см.
рис. 240, б) впервые предложена Н. С. Курниковым и
экспериментально подтверждена С. И. Губкиным. На
основе принципов термодинамики необратимых процес-
сов М. А. Зайков [3] предложил теоретический вывод
экспоненциальной зависимости сопротивления деформа-
ции от температуры:
<rs = aoexp(— ЬТу, (171)
<г8 = аллехр[&Тпл(1-е)]; (172)
где <у0 и Опл — сопротивление деформации, экстраполи-
рованное до 0°С и при температуре плавления ТПл со-
ответственно; b — температур-
ный коэффициент, зависящий от
степени, скорости деформации,
температуры, химического соста-
ва, микроструктуры и типа ре-
шетки.
Аналогичный закон изменения
получен для напряжения течения,
контролируемого движением тер-
мически-активируемых парных
перегибов. Температурная зави-
симость напряжения течения,
контролируемого пересечением
леса дислокаций (см. рис. 131),
также подтверждает приемле-
мость экспоненциальной зависи-
мости сопротивления деформа-
ции от .температуры. Однако дис-
локационная теория подсказыва-
ет более сложный характер зави-
симости <у5(0). Дальнейшими ис-
Рис. 241. Температурная за-
висимость напряжения тече-
ния (сопротивления дефор.
мации) при 8=0,4 для тал-
лия при скорости деформа-
ции 8, с^1:
/_2-10“~3; 2-2.10~2;
3-2- 10~1
455
следованиями установлено, что зависимости (171) и
(172) справедливы для чистых металлов в достаточно
узком диапазоне температур 0^0,44-0,8 и скоростей де-
формации. Подтверждением этому являются перегибы
на графиках линейной зависимости In crs—0 или lgos—0,
связанные с температурой начала динамической рекри-
сталлизации 01 (рис. 241), которая смещается в область
более высоких температур со снижением скорости дефор-
мации [см. рис. 240,6, кривая ei(0)]. В этом случае по-
казатель степени b для области температур 0<0i прини-
мает значение Ь2, а для 0>0i—значение Ь\. Величины
&i и Ь2 тем больше, чем ниже скорость деформации (на-
клон кривых ors—0 на рис. 240, б увеличивается с умень-
шением скорости деформации). С повышением гомологи-
ческой температуры величины Ь\и Ь2 уменьшаются, умень-
шается и угол наклона кривых —0 (см. рис. 240,6),
причем тем интенсивнее, чем ниже скорость деформации
(см. рис. 241). Влияние степени деформации оказыва-
ется сложным: &i увеличивается с ростом степени де-
формации, Ь2 уменьшается.
ЗАВИСИМОСТЬ Os—8. Эта зависимость в значитель-
ной степени определяется соотношением конкурирую-
щих процессов упрочнения и разупрочнения. Чем выше
скорость деформации, тем меньше времени для проте-
кания разупрочняющих процессов, тем выше предел те-
кучести (см. рис. 240, а) и выше напряжение течения
(сопротивление деформации).
Основным экспериментальным фактом, хорошо со-
гласующимся с дислокационной теорией, является уве-
личение сопротивления деформации с ростом скорости
деформации (см. рис. 240). Исключение составляют ано-
малии, анализируемые в^ п. 2 данной главы.
С увеличением скорости деформации в области ее
высоких значений [е> (1034-105) с"1] сопротивление де-
формации возрастает или совсем не изменяется. Этот
факт свидетельствует о том, что при холодной высоко-
скоростной деформации разупрочняющие процессы не
успевают реализоваться и сопротивление деформации
практически не зависит от скорости деформации.
Чрезмерно высокие скорости деформации могут при-
вести к аномальному изменению диаграмм ors—е в свя-
зи с влиянием инерционных явлений, повышающих со-
противление деформации в области V (см. рис. 240,а).
456
Иногда, когда еще влияние инерционного эффекта несу-
щественно, аномальное изменение диаграммы as—е мо-
жет быть связано с адиабатическим эффектом. В этом
случае наблюдается сильный разогрев деформируемого
металла и как следствие снижение сопротивления де-
формации с ростом скорости деформации.
В остальных случаях (за исключением аномалий,
анализируемых в п. 2 данной главы) зависимость —е
имеет вид, представленный на рис. 239, б. 1
Скоростная зависимость —е, сильно изменяющая-
ся от температуры деформации, может быть представ-
лена уравнениями
Cf g •— $8 9
<т/<т0= (ё:е)",
os = o0 + ^?ln(e:8,),
(173)
(174)
(175)
где crs и о0 — напряжения течения (величины сопротив-
ления деформации), соответствующие скоростям дефор-
мации ей е'; п — скоростной показатель; с — скорост-
ной коэффициент, зависящий от температуры, степени и
скорости деформации, но постоянный в определенном
диапазоне температурно-скоростных и деформационных
параметров.
Показатель 1^п>0 количественно характеризует
степень разупрочнения и п тем больше, чем больше вклад
рйзупрочняющих процессов. С повышением температу-
ры и снижением скорости деформации п увеличивается.
Если в формулах (173) и (174) величина п=1, то
получаем закон вязкого течения при полном завершении
динамической рекристаллизации (полная горячая ден
формация). Линейно-вязкое течение справедливо в об-
ласти 1 на рис. 239, 240. В этом случае интенсивность
(скорость) разупрочнения не зависит от времени и про-
порциональна действующему напряжению; скорости де-
формации достаточно низкие и ниже скорости разупроч-
нения. В результате наблюдается преимущественно вяз-
кое течение по границам зерен по механизму, например
Херринга — Набарро. Формулы (173) и (174) справед-
ливы и при более высоких скоростях деформации.
В этом случае п<_ 1 и разупрочнение контролируется ди-
намическими процессами рекристаллизации и полигони-
29—790
457
зации. При еще более высоких скоростях деформации
зависимость crs—е описывается уравнением (175) и кон-
тролируется механизмом, обладающим сравнительно не-
значительным разупрочняющим эффектом: только дина-
мической полигонизацией.
Замечено, что прямолинейная зависимость (175) в
координатах os—1g е удовлетворительно согласуется с
опытами в области низких гомологических температур
(например, алюминий при комнатной температуре).При
более высоких температурах экспериментальные графи-
ки в этих координатах уже не представляются прямыми
линиями, а изгибаются вверх. Эти графики спрямляют-
ся в логарифмических координатах lgas—1g е, т.е. за-
кон изменения сопротивления деформации будет спра-
ведлив в виде (173) и (174). Такие зависимости (см. рис.
242, б) получены многими исследователями, в частности
в работах Н. П. Агеева, М. А. Зайкова, Л. Д. Соколова
и др.
С повышением температуры скоростной коэффициент
п увеличивается (см. рис. 242, б и 239, б, где
дг
при е=const и 0а>6б)- Увеличение степени
9 б
деформации для случая высоких гомологических темпе-
ратур 0>0i приводит к росту величины п и наоборот,
так же как и для коэффициента b в формуле (171) при
0<0i величина п уменьшается с ростом степени дефор-
мации. При низких гомологических температурах 0<02
увеличение степени деформации практически не оказы-
вает влияния на зависимость- os—е.
Анализ многочисленных экспериментальных данных
различных исследователей показывает, что линейная за-
висимость lg Os—п 1g 8 удовлетворительно выполняется
для одного значения п при сравнительно низких 0 =
= (0,Зч-0,55) и для другого значения п при высоких 0 =
= (0,554-0,8) гомологических температурах и для лю-
бых степеней деформации. Таким образом, на диаграм-
ме lg Os—lg 8 наблюдаются два участка: 1) участок с
большим коэффициентом • «1, соответствующий парал-
лельному протеканию процессов рекристаллизации и уп-
рочнения; 2) участок с малым значением коэффициента
п2, соответствующий одновременному протеканию упроч-
нения и динамической полигонизации. Для каждого ме-
458
талла имеется такое сочетание 0 ииеличины деформации
е, при котором на диаграммах lg crs—1g е наблюдается
переход от одного линейного участка с большим значе-
нием n=ti\ к другому линейному участку с меньшим
значением п=п2 (рис. 242—244). Точка на диаграмме
lg Os—1g ё, в которой п'=п1—п2_ (рис. 242,6), соответ-
ствует критической скорости 61 (е,0), разделяющей об-
ласть II от области III (см. рис. 243,6). Естественно, по-
вышение температуры деформации смещает точку кри-
тических скоростей si в сторону более высоких скоростей
деформации (см. рис. 240,6 и 242,6). График зависимо-
сти *ei (0) для критической скорости деформации аппрок-
симируется уравнением прямой (рис. 243,244): lget=
=ai4-&i0, где 01 (е) и &1.(е)—коэффициенты, зависимые
от степени деформации, которые, как видно из рис. 243,
для некоторых металлов практически одинаковы.
29*
459
Рис. 243. Зависимость критической скорости 81 и скоростных коэффициентов
«1 и п2 от гомологической температуры для металлов и углеродистых сталей
при степени деформации 20 % (М. А. Зайков):
/ — сталь У10; 2 — сталь 5; 3 — алюминий; 4 — медь; 5 — сталь 3; 6 — никель;
7 — свинец; 8 — олово; 9 — цинк
Увеличение степени деформации (см. рис. 242, в) спо-
собствует более интенсивному протеканию рекристалли-
зационных процессов, в связи с чем критическая скорость
деформации ёь так же как и для случая повышения тем-
пературы деформации, смещается вправо, т. е. в сторону
более высоких скоростей деформации.
Значение п\ для крутых ветвей прямых lgcrs=/iilge
460
Рис. 244. Зависимость скоростных
показателей пх и п2 от гомологиче-
ской температуры при степени де-
формации 40 %:
/ — алюминий; 2 —медь; 3 — сталь
зДМетно возрастает с уйёличёниёМ температурь!; тб $кё
относится и к коэффициенту п2 (см. рис. 242), а зависи-
мость /г(0) представляется двумя прямыми (см. рис.
244): 1) п2=т20 в области температур 0i^0>O и
2) ni=n'+mi(0—01)* = m10—kx в области 0i^0<l.
Коэффиценты mi, т2 и ki зависят от степени деформа-
ции и природы металла (табл. 13).
Таким образом, сочетание критических значений ei и 01
при известном значении степени деформации соответст-
вует переходу из области
II неполной горячей обра-
ботки давлением в область
III (см. рис. 239 и 240) не-
полной холодной (теплой)
обработки давлением.
Следует отметить, что
приведенные ранее линеари-
зованные зависимости п(0)
справедливы в сравнитель-
но узком интервале гомоло-
гических температур: 0=
= 0,44-0,8, как правило, ши-
роко используемых в прак-
тике обработки металлов
давлением. Поэтому, несмотря на имеющиеся отклоне-
ния линейной зависимости п(0) в более широком диа-
пазоне температур, основные выводы и методы расчета
сопротивления деформации, по Л. Д. Соколову и
М. А. Зайкову, с использованием принципов линеариза-
ции в допустимых и согласующихся с опытом диапазоне
Таблица 13
Значение коэффициентов ти т2, ki
Металл л е-10% л е=20%
771g mi
Sn 0,33 0,815 0,03 0,365 0,061
Zn 0 33 0,815 0,275 0,365 0,061
Pb, Al, Си 0,228 0,815 0,03 0,278 0,061
Сталь 3 1 Сталь 5 > 0,228 0,064 ' 0,03 0,278 0,044
Сталь У10* J
461
Продолжение
Металл А е=20% А е=30-$-50%
ki mt та ki
Sn Zn Pb, Al, Си 0 036 0,324 0,039 0,382 0,382 0,302 0,0456 0,0456 0,0456 0,0382 0,0376 0,0422
Сталь 3 ) Сталь 5 > Сталь У10* J 0,039 0,302 0,0282 0,0422
* Гомологическая температура сталей определена по линии солидуса диа-
граммы состояния Fe—Fe3C и температура плавления принята 1500, 1450 и
1330 °C соответственно.
температурно-скоростных и деформационных парамет-
ров вполне применимы в инженерной практике.
Существенное влияние на величину ors оказывают ано-
малии температурной и скоростной зависимости, что мо-
жет внести существенные отклонения величины от
идеальных зависимостей, справедливых для большинст-
ва металлов и сплавов и проанализированных в этом
разделе. Анализ этих аномалий с учетом типа кристал-
лической решетки и химического состава представлен в
следующем разделе.
2. ВЛИЯНИЕ ТИПА КРИСТАЛЛИЧЕСКОЙ РЕШЕТКИ,
ХИМИЧЕСКОГО СОСТАВА И СТРУКТУРЫ
НА СОПРОТИВЛЕНИЕ ДЕФОРМАЦИИ
Трудности определения величины сопротивления дефор-
мации вполне очевидны. Поэтому в этом разделе в каче-
стве характеристик сопротивления деформации будет ис-
пользованы предел текучести, предел прочности и твер-
дость НВ, характеризующая предел прочности металлов
в силу установленной и вполне определенной связи ме-
жду пределом прочности и твердостью. Это не будет ока-
зывать качественного влияния на общность выводов о
влиянии рассматриваемой группы факторов на напря-
жение течения.
НЕМОНОТОННОСТЬ ЗАВИСИМОСТИ а5—0. Она
наблюдается прежде всего при температуре полиморф-
ных превращений (рис. 245), где твердость и прочность
462
резко изменяются. У металлов без аллотропических прев-
ращений на графиках зависимости crs—0 вместо разрывов
наблюдаются перегибы (см. п 1), объяснимые явления-
ми полигонизации и рекристаллизации. Аналогичные яв-
ления наблюдаются и у полиморфных металлов, поэто-
му наряду с разрывами непрерывности зависимостей
ors—0 при температурах полиморфных превращений име-
ются перегибы при других температурах. В некоторых
случаях температура рекристаллизации близка к темпе-
Рис. 245. Зависимость твердо-
сти марганца от температуры
Рис. 246. Зависимость предела прочно-
сти углеродистых сталей от темпера-
туры. Цифры у кривых — содержание
углерода, %
ратуре полиморфного превращения. В этом случае пе-
региб совпадает со скачкообразным изменением зависи-
мости Оз—0.
Прямые ветви графиков lgos—0 или Ig/fB—0, соот-
ветствующие разным модификациям, имеют постоянно
увеличивающийся угол наклона <р к оси температур по
мере перехода, от низкотемпературной модификации к
высокотемпературной независимо от последовательности
изменения типа кристаллической решетки. Например,
переход /С12—Г12 для кальция и стронция подчиняется
закономерности фк12<фп2 <фк8, а у кобальта, ланта-
на и церия — наоборот: фгп <фкдг- Это наводит на '
мысль, что фактором, определяющим изменение накло-
на прямых, являются полигонизация и рекристаллиза-
ция. Однако легирующие добавки сильно изменяют тем-
463
пературу рекристаллизации (см. гл. VIII). Эти примеры
свидетельствуют о чувствительности диаграмм os—0 к
химическому составу и температуре рекристаллизации.
Для некоторых металлов технической чистоты в об-
ласти температур 0С=0,24-0,5 на зависимости <rs—0 вы-
является «горб» деформационного старения (рис. 246,
247), причем для металлов с о. ц. к. решеткой значение
0с = О,24-О,28 ниже, чем для г. п. у. металлов, для кото-
рых 0с=О,354-О,4.
Рис. 247. Зависимость ат от температуры для различных, материалов:
а — низкоуглеродистая сталь (/ — 8*=8,5* 10~~4 с*"1; 2 — 0,5; 3 — 3* 102);
б — молибден (1 — 2,8-10“4 с-1; 2 — 4-10“3;; 3 — 0,17)
. Результаты электронномикроскопических исследова-
ний свидетельствуют о том, что для одинаковой степени
деформации плотность дислокаций при деформации в
диапазоне температур деформационного старения (т. е.
в процессе так называемого «динамического деформа-
ционного старения») выше, чем при холодной деформа-
ции с последующим нагревом до температуры 0С (т. е.
при «статическом деформационном старении»). Динами-
ческое деформационное старение есть результат образо-
вания атмосфер атомов внедрения (углерод, азот для
железа и для вольфрама, молибдена, хрома, дополни-
тельно кислород) вокруг движущихся и размножающих-
ся при пластической деформации дислокаций. За счет
диффузии атомов внедрения, облегченной при повыше-
нии температуры деформации до 0С, образуются атмос-
феры вокруг дислокаций, образованных деформацией,
464
Атмосферы блокируют движение Вновь образовавшихся
дислокаций, число неподвижных дислокаций увеличи-
вается по сравнению с числом неподвижных дислокаций
при холодной деформации, плотность их растет, что и
приводит к большему деформационному упрочнению, чем
при холодной деформации с последующим нагревом до
температуры 0С.
Так как возможность возникновения вокруг новых
(размноженных при деформации) дислокаций атмосфер
определяется соотношением скоростей движения дисло-
каций и диффузией межузельных атомов, то повышение
плотности дислокаций зависит от температуры и скоро-
сти деформации. При 0>0С дислокации становятся бо-
лее подвижными из-за высокой диффузионной подвиж-
ности атомов внедрения. Поэтому при 0>0С наблюдает-
ся резкое падение сопротивления деформации (см. рис.
247). С повышением скорости деформации диффузион-
ной подвижности внедренных атомов недостаточно для
закрепления вновь образовавшихся при деформации дис-
локаций, которые двигаются уже с большей скоростью.
Поэтому с повышением скорости деформации пик де-
формационного старения может или смещаться в об-
ласть высоких температур, или вовсе исчезать (см. рис.
247).
Повышение механических свойств за счет динамичес-
кого деформационного старения используют при теплой
обработке давлением (см. на рис. 239 и 240 область III).
Однако сочетание температуры и скорости деформации
должно быть строго регламентировано и поддерживать-
ся с достаточной точностью. Например, твердость, а сле-
довательно, и прочность можно увеличить до двух и бо-
лее раз, используя регламентированную (контролируе-
мую) теплую деформацию (рис. 248). В данном приме-
ре в исходном состоянии твердость составляет 77V72, а
после деформации //V180.
Максимум напряжения течения при деформационном
старении металлов с о. ц. к. решеткой наблюдаются (рис.
249) при более низких гомологических температурах,
чем у металлов и сплавов с решетками г. ц.к. и г. л. у.
Это объясняется различием во взаимодействии дислока-
ций с растворенными атомами и различием скорости
диффузии примесей в решетках разных типов.
Образующаяся при внедрении атомов в о. ц. к. ре-
шетку тетрагональность приводит к тому, что поле на-
465
пряжений от внедренного атома взаимодействует с по-
лями нормальных и касательных напряжений от дисло-
каций, обусловливая взаимодействие примеси внедрения
Рис. 248. Зависимость твердости НV от температуры прокатки со степенью об-
жатия 4 % (а) и изменение твердости со временем при нагреве до 300 °C для
холоднодеформированного (б) и прокатанного при оптимальной температуре
300 °C (в) технически чистого железа (0,02 %С):
/ — 8=4%; 2—13%; 3 — 20%
с винтовыми и линейными дислокациями. В г. ц. к. решет-
ке происходит преимущественно сферически симметрич-
<5,Mila
500
500
100
10'5 10'3 10'1 Ю ё,,с1
Рис. 249. Зависимость сопротивления
деформации от скорости низкоуглеро-
дистой стали при различных темпера-
турах. Четко видны максимумы дина-
мического деформационного старения;
/ — 20 °C; 2 -400; 3- 500
ное искажение решетки и
поле напряжений от ато-
ма внедрения не взаимо-
действует с полем напря-
жений от винтовых дисло-
каций. Освобождение
дислокаций от атмосферы
в металлах с о. ц. к. ре-
шеткой требует больше
тепловой энергии, чем в
металлах с г. ц. к. решет-
кой. Этим частично обу-
словливается сравнитель-
но более слабая темпера-
турная зависимость пре-
дела текучести у сплавов с г. ц. к. решеткой по сравне-
нию со сплавами с о. ц. к. рёшеткой.
Растворимость примесных атомов внедрения в о. ц. к.
решетке меньше, чем в г. ц. к., и связана с меньшим
объемом междоузлий в первой. Поэтому выделение дис-
466
персных частиц из у-раствора у железа осуществляется
медленнее, чем из а-раствора.
НЕМОНОТОННОСТЬ ЗАВИСИМОСТИ os—б. Она
может быть обусловлена полиморфными превращения-
ми, деформационным старением, а также динамически-
ми явлениями, адиабатическими процессами, сопровож-
дающимися тепловыделением с последующим снижением
напряжения течения, наблюдаемыми при высокоско-
ростном деформировании. Наблюдаются также, рассмот-
ренные ранее перегибы, связанные с критическими тем-
пературами 0о, 01 и 02 (см. рис. 239,6). В широком диа-
пазоне скоростей деформации, достигающем 1010 раз,
для различных металлов наблюдается до пяти харак-
терных участков зависимости <rs—е с перегибами и ано-
малиями, обусловленными в основном динамическим де-
формационным старением.
Изменение напряжения при ударном нагружении
(б>105 с-1, участок V, см. рис. 240, а) может быть
следствием также значительных структурных измене-
ний, происходящих в металле: двойникования, измене-
ния характера скольжения, фазовых превращений и др.
На участке V может наблюдаться адиабатный эф-
фект снижения напряжения течения, выраженный тем
сильнее, чем выше прочность металла, ниже его тепло-
проводность и температура деформации. Пик максимума'
напряжения течения смещается при этом в область бо-
лее низких скоростей деформации.
Внешним проявлением динамического деформацион-
ного старения является снижение сопротивления дефор-
мации с повышением скорости деформации, например на
рис. 249 для 400° С при е=5 с-1 и для 500° С при
8=50 с-1. Снижение os при некоторых скоростях
деформации связано с тем, что при больших скоростях
не успевает произойти распад твердого раствора. Если
данные приведенного графика в координатах <т8—б пе-
ревести в координаты (Ts—0, то для определенных ско-
ростей деформации величина <т8 увеличивается с ростом
температуры и на- зависимости <rs—0 появляется макси-
мум деформационного упрочнения. Это одно и то же фи-
зическое явление, рассматриваемое с различных позиций,
т. е. для графиков в координатах <rs—0 и crs—е.
Полиморфные превращения вызывают аномальные
467
изменения <ys—е зависимостей, аналогичные для кривых
Оз—0. Например, в интервале температур 500—700° С у
латуни с содержанием 38% Zn наблюдается резкое сни-
жение скоростного коэффициента против его значений
при меньших температурах.
Такое же явление наблюда-
ется для латуни с содержа-
нием 52% Zn. Для этих ла-
туней в интервале 600—
700° С происходят превра-
щения а^а+р и р^*р-|-у
при содержании 38 и 52% Zn
соответственно. Фазовые
превращения сопровожда-
ются возникновением мелко-
зернистой структуры, кото-
рая ослабляет скоростной
эффект.
Замедление роста скоро-
стного коэффициента с по-
Рис. 250. Кривые деформации меди
при сжатии со скоростью 100
мм/мин и температурах 500 (/),
550 (2), 650 (3), 700 (4) и 850 °C
(5) и (С. И. Губкин)
вышением температуры или даже его уменьшение на-
блюдается также при температурах фазовых превраще-
ний сталей.
НЕМОНОТОННОСТЬ ЗАВИСИМОСТИ о—е. При
низких скоростях деформации и высоких гомологических
температурах в диапазоне деформации е=0,1-т-0,4 на-
блюдаются максимумы на диаграммах <т—е (рис. 250,
251). В этом случае скорость диффузии атомов примеси
настолько велика, что они свободно перемещаются по
всей решетке, не взаимодействуя с дислокациями. С уве-
личением скорости деформации максимум смещается в
область более высоких температур (см. рис. 250) и сте-
пеней деформации. При высоких скоростях деформации
времени для диффузии атомов примеси недостаточно и
максимум пропадает; кривая становится монотонно воз-
растающей. Максимум на диаграмме о—е. исчезает при
значительном содержании легирующих добавок.
Появление максимума объясняется тем, что в процес-
се пластической деформации динамическая полигониза-
ция обусловлена различными механизмами: поперечным
скольжением винтовых дислокаций, переползанием дис-
локаций и т. д. Оба механизма связаны с рекомбинаци-
ей расщепленных дислокаций, энергия активации кото-
468
Рис. 251. Зависимость сопротивления деформации при сжатии для раз-
личных температур и скоростей деформации (П. М. Кук): .
а — низкоуглеродистая сталь (0,15 % С, 0,68 % Мп); б — нержавеющая
сталь (0,07% С, 18,6 % Сг, 7,7 % Ni); 7-8=100 с-1; 2-40; 3-8;
4—1,5
рой связана с энергией дефекта упаковки £д.у. Положе-
ние максимума будет тем ближе к началу координат,
чем выше температура, меньше скорость деформации и
больше значение Ед.у, Для металлов с малой величиной
£д.у (например, для аустенитных сталей, см. рис. 251)
максимум смещается в область более высоких степеней
деформации.
469
Другой причиной падения напряжения течения пос-
ле определенной степени деформации е', соответствую-
щий максимуму сопротивления деформации, могут быть
задержка при малых деформациях 8<е' и интенсифика-
ция разупрочняющих процессов при больших деформаци-
ях обусловленная началом динамической рекри-
сталлизации, усиливающейся при данной гомологической
температуре с ростом степени деформации свыше е'. Ве-
роятно, измельчение величины зерна при е>е' вызывает
л
Рис. 252. Кривые о—е для алюми-
ния с величиной зерна 0,5 мм (/, 3)
и 4,6 мм (2, 4) при различных ско-
ростях сжатия, мм/с:
Д 2 — 1; 3t 4 — 0,01
Рис. 253. Зависимость скоростного
коэффициента п=б« /<т • (8*=6-102
8i 82
с""1; 82=6-10 с wl) от величины
зерна при степени деформации сжа-
тия г=АЗДо=2О %
дальнейшее увеличение сопротивления деформации с
ростом степени деформации.
ВЛИЯНИЕ НА os ВЕЛИЧИНЫ ЗЕРНА. Линейная
зависимость о—dr0-5 для металлов с о. ц. к. решеткой
(соотношение Холла — Петча) свидетельствует о суще-
ственном влиянии размера зерна на сопротивление де-
формации при обычных скоростях деформации (свыше
0,1 с-1) (рис. 252).
При низких гомологических температурах явление
рекристаллизации протекает настолько медленно, что
диспергирование субмикроструктуры при пластической
деформации не восстанавливается. При температурах
9>0i—температуры динамической рекристаллиза-
ции — величина и количество зерен в поликристалле из-
меняются, становятся зависимыми от скорости дефор-
мации, условий дальнейшего нагрева и охлаждения. По-
этому размер зерна оказывает влияние на скоростную
зависимость сопротивления деформации: скоростной ко-
470
эффициент увеличивается с ростом размеров зерен (рис.
253), причем влияние скорости проявляется тем в боль-
шей степени, чем крупнее исходное зерно. Поэтому с
разбитием деформации и измельчением зерна влияние
скорости деформации на величину <js становится слабее.
Для крупнозернистого поликристалла есть больше
возможностей для реализации сдвиговых процессов, чем
для мелкозернистого. Барьерный эффект усиливается с
уменьшением величины зерна. Эффект усложнения, вы-
раженный тем сильнее, чем больше число действующих
систем скольжения, также усиливается с уменьшением
величины зерна. Поэтому в начальной части ств—е диа-
граммы напряжение течения тем выше, чем мельче зер-
но, а различие величины сопротивления деформации тем
больше, чем больше различие в величине зерна для каж-
дого испытуемого образца. При больших деформациях
это различие нивелируется, так как повышение сопро-
тивления деформации за счет барьерного эффекта и эф-
фекта усложнения достигает насыщения при больших
деформациях. Таким образом, величина зерна оказыва^
ет существенное влияние на о5—е диаграммы и величи-
ну сопротивления деформации только в начальной части
этих диаграмм при е<0,3.
ВЛИЯНИЕ ТИПА КРИСТАЛЛИЧЕСКОЙ РЕШЕТ-
КИ И ХИМИЧЕСКОГО СОСТАВА НА СОПРОТИВЛЕ„;
НИЕ ДЕФОРМАЦИИ. Различие кривых crs—0, os—е,
Os—е для разных металлов обусловлено типом решетки,
а также взаимосвязанной с типом кристаллической ре-
шетки величиной энергии дефекта упаковки Дд.у.
Наблюдаемые в опытах большие коэффициенты уп-
рочнения у металлов с г. ц. к. решеткой кроме А1 мо-
жно объяснить низкой энергией дефекта упаковки (на-
пример, аустенитные стали). Как известно [см. форму-
лу (55)], меньшим значением Дя.у соответствует боль-
шая равновесная ширина d0 расщепленной дислокации,
что затрудняет поперечное скольжение и переползание
дислокаций и повышает напряжение пересечения леса
дислокаций. Несмотря на существенное различие дис-
локационных структур металлов с различной кристал-
лической решеткой, малые коэффициенты упрочнения
металлов с о. ц. к. решеткой можно удовлетворительно
объяснить большим числом систем скольжения и высо-
кой энергией дефекта упаковки, а отсюда более свобод-
471
ным действиям механизмов разупрочнения, так как ди*
намическое разупрочнение вследствие поперечного сколь-
жения винтовых дислокаций в о. ц. к. металлах происхо-
дит легче, чем в г. ц. к.
' Для металлов с г. п. у. решеткой ввиду малого коли-
чества возможных систем скольжения наиболее вероят-
ным механизмом разупрочнения является переползание
краевых дислокаций. Вероятность действия того или дру-
гого механизма разупрочнения (поперечное скольжение
винтовых дислокаций или переползание краевых дисло-
каций) также в значительной мере определяется энер-
гией дефекта упаковки.
При повышенных температурах энергия дефекта упа-
ковки— контролирующий фактор термически — активи-
руемых процессов. Чем больше энергия дефекта упаков-
ки, тем легче протекают термически-активируемые про-
цессы. В связи с этим следует ожидать, что металлы с
о. ц. к. решеткой и А1 обладают более сильной темпера-
турной зависимостью os—0, чем металлы с г. ц. к. ре-
шеткой, т. е. (5S—0 диаграммы более крутые и темпера-
турные показатели &i(0) и b2(fi) в формулах (171),
(172) для металлов с о.ц.к. решеткой больше, чем с
г. ц. к. решеткой. При этом чем больше энергия дефек-
та упаковки Ел.у для металлов с однотипной кристалли-
ческой решеткой, тем больше величина температурных
коэффициентов Ь17’пл=&1 и Ь2ТЛЛ=Ь2.
Величина Ед.у, оказывая влияние на термическую ак-
тивацию, контролирует скорость релаксационных и раз-
упрочняющих процессов. Она тем больше, чем выше
£д.у. Поэтому чувствительность сопротивления деформа-
ции к температуре для металлов с более высокими зна-
чениями Дц.у будет больше, т. е. диаграммы os—0 при
е=const и s=const будут, круче, а показатели упрочне-
ния «1(0) и п2(&) будут больше для металлов с боль-
шим значением Ед.у. ..
Влияние химического состава на показатели «1(0),
n2(0), b\,'b2 и критическую скорость si могут быть так-
же связаны с изменением- энергии дефекта упаковки. Это
относится прежде всего к «безаномальным» областям
os—0 и Os—е диаграмм, где увеличение содержания
примесей приводит к уменьшению показателей п(0) и
скорости ei, а также к увеличению температуры начала
рекристаллизации 0ь
472
Однако в некоторых случаях с увеличением содержа-
ния углерода и хрома в сталях при высокой температу-
ре могут возникать обратные эффекты, когда величины
61 и «1(0) увеличиваются вследствие снижения темпера-
туры плавления. В результате сопротивление деформа-
ции высокоуглеродистых • сталей при низкой скорости
выше, чем низкоуглеродистой стали. Последнее хорошо
известно из заводского опыта.
Было бы неправильным и односторонним объясне-
ние влияния типа кристаллической решетки на диаграм-
мы os—е—8—0 только изменением энергии дефекта упа-
ковки. На вид этих диаграмм, безусловно, существенное
влияние оказывают количество систем скольжения и
формирующаяся при деформации дислокационная струк-
тура. Позже будут проанализированы и другие причины.
В частности, наблюдается сильное различие диаграмм
(Ts—0 для металлов с разной кристаллической решет-
кой в области низких температур. Например (рис. 254),
с повышением температуры предел текучести уменьша-
ется, однако снижение у тантала, железа, вольфрама,
молибдена выражено значительно сильнее, чем у никеля.
Низкотемпературное плато у вольфрама и молибдена
может быть связано с двойникованием. Считается, что
сильная температурная зависимость напряжения тече-
ния у о. ц. к. металлов и переход из вязкого состояния
в хрупкое в области низких температур обусловлены
влиянием примесей внедрения (С, N) и вкладом в вели-
чину Os, обусловленным силами Пайерлса — Набарро.
Вклад от пересечения леса дислокаций для о. ц. к. метал-
лов незначителен и оказывается более эффективным для
г.ц.к. металлов (см. гл. IV).
Для большинства легированных сталей максимум де-
формационного старения практически не наблюдается.
Температурная зависимость сопротивления деформа-
ция сплавов в общем выражена сильнее, чем чистых ме-
таллов. Особенно это заметно в области низких темпе-
ратур.
При высоких температурах легирование вызывает
особенно заметный эффект упрочнения в том случае, ког-
да оно задерживает рекристаллизацию. В частности, вы-
сокое сопротивление деформации аустенитных и мартен-
ситных сталей связывается с низкой скоростью их ре-
кристаллизации при повышенных температурах.
Твердые растворы замещения в отличие от чистых
30—790 473
металлов обладают более сильной зависимостью <rs—0,
чем чистые металлы, что связано с образованием обла-
ков атомов примеси около расщепленной дислокации
(облака Сузуки). Упрочнение г.ц.к. металлов возника-
ет за счет изменения концентрации растворенных ато-
мов в дефектах упаковки. Химическое взаимодействие,
по Сузуки, значительно слабее, чем то, которое наблю-
дается в о. ц. к. решетках из-за их искажения. Поэтому
зависимость <rs—0 для г. ц. к. металлов слабее, чем для
Рис. 254. Зависимость предела текуче,
сти поликристаллических металлов с
разным типом кристаллической решет-
ки от температуры
Рис. 255. Зависимость скоростного
коэффициента от температуры
плавления металлов сталей
(Л. Д. Соколов)
о. ц. к., и это'справедливо как для чистых металлов, так
и для твердых растворов замещения.
Более сильная зависимость crs—0 для сплавов обус-
ловлена также тем, что примеси в большей степени уп-
рочняют границы зерен, чем само зерно. Поэтому уве-
личивается межзеренное взаимодействие и затрудняет-
ся проскальзывание. Роль барьерного эффекта увеличи-
вается, что способствует более существенному упрочне-
нию.
Влияние состава и структурных особенностей на за-
висимость as—0—8 становится тем слабее, чем выше
температура деформации. Исключение составляют высо-
кохромистые ферритные стали, у которых явление ре-
кристаллизации не осложнено действием упрочняющих
примесей и при высоких температурах рекристаллизация
развивается значительно сильнее, чем у других сталей.
Этим можно объяснить отличающийся от других сталей
высокий скоростной эффект у сталей ферритного класса,
содержащих не менее 23% Сг. Большой скоростной эф-
474
фект и низкое сопротивление деформации высокохроми-
стых сталей при высоких температурах обусловлены не
столько составом стали, сколько их структурой, а также
тем, что для о. ц. к. решетки диффузионные процессы
протекают быстрее.
С ростом температуры у ферритных сталей сопротив-
ление деформации снижается сильнее, чем у аустенит-
ных. -
При комнатной температуре хром заметно упрочняет
сталь, а при температурах 1100—1200° С, наоборот, вы-
сокохромистые стали обладают пониженным сопротивле-
нием деформации.
Скоростная зависимость сопротивления деформации
более заметно выражена у легкоплавких металлов, чем
у тугоплавких. У тугоплавких металлов изменение ско-
рости на 5—6 порядков приводит к увеличению сопро-
тивления деформации на 10—30%, для олова, цинка и
свинца это увеличение составляет сотни процентов (рис.
255).
У тугоплавких металлов влияние скорости деформа-
ции на сопротивление деформации проявляется при ма-
лых деформациях, у легкоплавких, наоборот, эта зави-
симость тем сильнее выражена, чем выше степень де-
формации. -
Для сплавов зависимость —s более слабая, чем
для чистых металлов, и влияние скорости деформации
на величину напряжения течения уменьшается с увели-
чением содержания легирующих элементов. Например,
влияние скорости деформации на напряжение течения
железа больше, чем стали.
Отличие температурно-скоростной зависимости сопро-
тивления деформации разных сталей обусловлено глав-
ным образом скоростью еь характеризующей положение
рекристаллизационного перегиба. Для еДб) установле-
ны следующие закономерности.
Замечено двойственное поведение скоростного коэффи-
циента при наличии примесей. Примеси ослабляют влия-
ние скорости деформации за счет затруднения динами-
ческой полигонизации. Однако добавление примесей
может приводить к понижению температуры плавления
металла. Это в свою очередь усиливает влияние скорости
на сопротивление деформации. Эти два фактора проти-
воположно влияют на зависимость <rs—е: при относи-
30’
А75
тельно низких температурах преобладает первый фак-
тор, при высоких — второй. Этим объясняется повыше-
ние скоростного коэффициента у сталей при высоких
температурах с увеличением содержания углерода.
На основе многочисленных опытов по определению со-
противления деформации сталей различных классов ус-
тановлены следующие закономерности изменения 81(0),
«1(0), «2(0) Для зависимости —е—0:
1) значение ei увеличивается с ростом температуры
для всех сталей и сплавов; 2) при одинаковых абсолют-
ных температурах ei (0) увеличивается с ростом содер-
жания углерода в углеродистых сталях; 3) небольшие
количества примесей (~ до 2—3%) фактически не вли-
яют на величину скорости ei при одинаковом содержа-
нии углерода в сталях; 4) наличие Мп, Ni, W и Ni+Cr
уменьшает скорость ев 5) скорость ei у карбидных ста-
лей значительно (на один порядок) ниже, чем у сталей
перлитного класса, зависит от содержания углерода и
слабо зависит от содержания легирующих элементов.
Высокое содержание легирующих элементов W, Ni сни-
жает величину ег, 6) рекристаллизационный перегиб диа-
грамм Gs—е.для ферритных сталей по сравнению со ста-
лями других классов смещен (вследствие сравнитель-
но низких температур рекристаллизации) в область
более высоких значений скоростей деформации, однако
значение скорости 81 для высокохромистых и углероди-
стых сталей с одинаковым содержанием углерода лишь
немного выше (для стали 0,12 и 28% Сг при 800°С 81 =
= 5-10°С-1; для стали 10 8i = 5- 100’05 с-1); 7) присутст-
вующие в ферритных сталях элементы, способствующие
росту зерна (например алюминий), оказывают значи-
тельное влияние на сопротивление деформации и скоро-
стной эффект.
Скоростные коэффициенты «1(0) и «2(0) увеличива-
ются с ростом температуры для всех металлов, сталей
и сплавов (см.' рис. 243, 245).
Величина щ (0) слабо зависит от содержания леги-
рующих элементов в сталях перлитного класса, но воз-
растает с увеличением содержания углерода.
Для высокохромистых сталей ферритного класса зна-
чение «1 заметно выше, чем у сталей перлитного класса.
Минимальные значения «1(0), как и следовало ожи-
476
дать, наблюдаются для сталей аустенитного и карбид-
ного классов.
Изменения ei (6) и /?1(9) в зависимости от химичес-.
кого состава стали имеют одинаковый характер, одна-
ко различие ers—е зависимости разных сталей обуслов-
лено главным образом не показателем^!, а скоростью еь
Коэффициент п2(&) имеет небольшую величину, ма-
ло чувствителен к изменению химического состава и не-
сколько уменьшается с повышением содержания угле-
рода.
3. МЕХАНИЗМЫ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ
В РАЗЛИЧНЫХ ДИАПАЗОНАХ 8, 8 И 0 ПАРАМЕТРОВ
Обобщить перечисленные ранее особенности —е—е—0
диаграмм с позиций контролирующих процессов пласти-
ческой деформации механизмов практически невозмож-
но, так как в каждом отдельном случае необходимо рас-
сматривать явления в ' связи с химическим составом,
структурой, типом решетки и т. п. Поэтому в данном
случае речь идет только об основных механизмах, кон-
тролирующих сопротивление деформации и пластич-
ность металлов. Эти данные сведены в табл. 14.
4. ВЛИЯНИЕ ВНЕШНЕЙ СРЕДЫ
И ГЕОМЕТРИЧЕСКОГО ФАКТОРА
НА СОПРОТИВЛЕНИЕ ДЕФОРМАЦИИ
Окружающая сре'да может вызывать: 1) растворение поверхностных
слоев деформируемого тела; 2) коррозию этих слоев; 3) изменение
химического состава поверхности; 4) адсорбционное облегчение де-
формации. Эти факторы оказывают существенное влияние на плас-
тичность металла и его сопротивление деформированию.
Эффект адсорбционного облегчения или адсорбционного пони-
жения напряжения течения открыт Ребиндером П. А. в 1928 г.
и назван его именем. Опыты показывают, что при деформации мо-
нокристалла олова в активной среде с добавлением олеиновой кис-
лоты в вазелиновом масле наблюдается снижение сопротивления
скольжению и уменьшение толщины пачек скольжения более чем
на порядок с одновременным ростом количества пачек скольжения
(рис. 256). При этом резко уменьшается локализация деформаций
в пачках скольжения. Учитывая, что с развитием степени деформа-
ции толщина пачки скольжения может увеличиваться до значений,
характерных при деформации без поверхностно активных веществ,
пластичность металла значительно возрастает.
Снижение величины напряжения течения при наличии поверх-
ностно активных рещестн цосит название адсорбционного эффекта.
477
s
s
3
t
s
я
s
c
I
л
я
I
S
§
я
3
I
«я
I
S
я
ч
с
3
3
от
Я
Я
я.
1
ф
3
s
s
ca
s
я
Я
s
я
сз 8
я -
>21
СЗ ф
s
X
3
S
S
Я
M
E
S
СП
В
в
в
X
S
«В
3
в
8
в
в-
%
Л
ч
§
в
®
н
S
«
3
£
в
и
со
л
<D
S
в
в
В
ч
8
8
к V
§В
в
в-
ч
Н
Ю
CM
V
ф я
я я
_ „ О ф
Е я^Е
5Я
Я
я
о
3
я
я
8
Я
я
о
в1
ф
Ф
ъл
£
3
N
4
9Я
я
с
я
ф
я
я .w
£ \о
л 03
§S
05
Ю
CM
tu
#6
<z
>» я *
Я Я «
ф
я
я
ф
%
. я
я
я
о
о
я
я
я
ф
о
я
о
X
ф
Е
5
Я
я
X
ф
3
о
Е?
я
и
Л
ег-
оз
Ф
s
Я
§
®я
я
я
я
о
3
я
я:
А
Я
а
5
я
Ф
о я
нП, Я-П
я
s
ф
я
я
ф
X
я
я
о
о
я
я
я
н
сЗ
я
о
о
я
я
я
н
я
я
О-
ф
о
я
о
X
»я
я
я
я
о
3
я
о
я
я
я
S -
8
я
я
ф
я
ф
я
ф
я
Е яЕЕЕ
в
в
0)
в
Ч
О
S
о
о
в
9Я
Я
я
я
о
5
Я
я,
в
о
в
я
3
3
я
ф
я
я
я
я
3
3
я
я
ф
§
в
в
о
3
в
е(
В
в
в
»я
я
я
ч^о
ф
я
я
ф
я
я
ч
с
я
§
3
я
сЗ
ОТ
я
ф
о
Я ’Я я
Я Я
♦—ч гд г> Он j—f
£ я £ 3 И -Я
Е яЕ я>з я
я
ф
я
я
я
от
ч
о
tuO
£
3
N
о 8Я
я S
Ф
О
Я
я
я
я
о
5
Я
к
s
5
я
3-
ф
£
03
z
Л я я
я я я
2 fv
*Ч я V
и 5 5
o' сяю
• о
Е-
A
N
ф
И
я
я
о
Я ф
O£
<z
Я м
ci я
в
в
в
<0
ч
3
X
2
в
в
в
Е(
в
в
в
в
5
в
«
и
о
3
о
в
S
в
о
ч
I
C
478
На величину адсорбционного эффекта оказывает влияние темпера-
турно-скоростной режим деформации. Максимальной величине ад-
сорбционного эффекта соответствует определенное сочетание темпе-
ратуры и скорости деформации (рис. 257).
Снижение сопротивления деформации под действием поверх-
ностно активных веществ связано с уменьшением уровня поверх-
ностной энергии, что способствует облегчению выхода дислокаций
на поверхность.
Расклинивающее воздействие поверхностно активных веществ
на микродефекты поверхностных слоев деформируемого тела при-
водит к снижению величины напряжения течения. Объяснение это-
му явлению может быть основано на взаимодействии дислокаций со
Рис. 257. Зависимость величины ад-
сорбционного эффекта Д(7Т при растя-
жении монокристаллов олова от скоро-
сти деформации при 20 (а) и 100 °C
(б). Д(Ут=ат--ат а: бт —предел теку-
чести при растяжении на воздухе j
Рис. 256. Изменение напряжения
течения при удлинении 30 % в за-
висимости от содержания олеиновой
кислоты в вазелиновом масле. Циф-
рами обозначена толщина пачек
скольжения, мкм (С. И. Губкин)
ат.а пРедел текучести в среде по-
верхностно активного вещества
свободной поверхностью. Дислокация притягивается к свободной
поверхности с силой1 F=Gb2: 4л/, где I — расстояние от дислока-
ции до поверхности. Если на поверхности имеется пленка с величи-
ной G', отличной от G основного металла, то дислокация будет при-
тягиваться к поверхности (своему изображению), если, как показы-
вают расчеты, G'<G, и отталкиваться, если 6'>О. Для многих
окисленных поверхностей металлов G'>G и наличие слоя окислов
препятствует выходу дислокаций из металла. Удаление окислов
(см. гл. IV) во время деформации снижает сопротивление дефор-
мации.
Для выхода дислокации на поверхность требуется затрата до-
полнительной энергии, связанной с образованием на поверхности
ступеньки величиной Ь. Величина этой энергии Еп—уЬ на единицу
длины дислокации (у — поверхностная энергия). При наличии окис-
ной пленки эта величина значительно больше. Поэтому растворение
1 Эта сила носит название силы изображения, представляющая
собой силу притяжения дислокации обратного знака, отстоящую от
границы на том же расстоянии.
479
бкйсной плёйкй, а ТйкЖё бездействие поверхностно активных ве-
ществ снижают величину £п, облегчая пластическое течение.
Изменение химического состава поверхности деформируемого
тела в целом может привести к существенному изменению сопро-
тивления деформации. Особенно это ярко выражено у циркония,
ниобия, ванадия, тантала, на структуру и свойства которых оказы-
вают влияние примеси внедрения: углерод, азот и др. Твердость и
предел прочности ниобия, например, возрастают после прокатки при
1200 °C с обжатием 50 % на 25 % при деформации на воздухе по
сравнению с деформацией в вакууме 6,67-10"3 МПа. При этом пла-
стичность уменьшается примерно в шесть раз.
Окружающая среда в большей степени воздействует на пластич-
ность металла, чем на сопротивление деформации (более подробно
см. в гл. XIV).
Размеры деформируемого тела оказывают существенное влия-
ние на пластичность металла и сопротивление деформации. При
этом С. И. Губкин рекомендует рассматривать две составляющие
этого фактора: структурный и поверхностный.
Структурный фактор обусловлен неоднородностью и неравно-
мерностью распределения величины зерна или фаз, а также кон-
центраторов напряжений и дефектов в объеме. Это в свою очередь
оказывает влияние на неравномерность полей напряжений и дефор-
маций по объему, причем чем больше размер тела, тем в большей
степени выражена эта неравномерность. Поэтому чем неоднороднее
среда, тем большее влияние оказывает объем на неравномерность
распределения напряжений, снижая пластичность и напряжение те-
чения.
Поверхностный фактор характеризуется размерной величиной
F/V — отношением поверхности тела к его объему.
При сжатии подобных цилиндрических заготовок из одного и
того же металла, но разных по размеру сопротивление деформации
тем больше, чем меньше размер образца. С. И. Губкин объясняет
этот эффект тем, что для меньшего по размерам образца создаются
в большей степени условия для всестороннего объемного сжатия за
счет относительно более сильного развития контактной поверхности
и возникновения относительно больших напряжений сжатия от сил
контактного трения. Однако эффект увеличения напряжения — не-
значительный, и, видимо, более существенное значение фактора F/V
обусловлено большей относительной развитостью поверхности и за
счет этого более существенным воздействием внешней среды на
пластичность и сопротивление деформации меньших по объему об-
разцов. При этом на изменение пластичности и сопротивление де-
формации оказывают влияние: 1) окружающая среда; 2) состояние
поверхности слоёв, сформировавшихся по структуре и свойствам
в результате обработки резанием; 3) контактное трение и поверх-
ностное натяжение.
Опыты показывают, что начиная с некоторого критического объ-
ема влияние фактора F/V на механические свойства снимается
(рис. 258). Это связёно с тем, что поверхностное натяжение оказы-
вает влияние на поверхностный слой исключительно малой толщины.
Поэтому для тел с менее развитой поверхностью поверхностное на-
тяжение не может оказать какого-либо влияния на механические
свойства деформируемого тела.
Геометрический фактор оказывает более существенное влияние
на пластичность металлов (см. гл. XIV).
480
6$,МПа
Рис. 258. Влияние размеров об-
разца из фосфористой стали на
сопротивление отрыва при изги-
бе (/) и растяжении (2)
2
1
Рис. 259. Зависимость сопротив-
ления деформации от степени
деформации (а) для различных
зависимостей истории деформи-
рования (б)
2
3
1
5. ЗАВИСИМОСТЬ СОПРОТИВЛЕНИЯ ДЕФОРМАЦИИ
ОТ ИСТОРИИ ПРОЦЕССА НАГРУЖЕНИЯ '
Структура, формирующаяся в процессе горячей пластической де-
формации, является термодинамически неравновесной. Поэтому
связь между напряжениями, деформациями и скоростями деформа-
ции неоднозначна. Величина напряжений в значительной мере опре-
деляется тем, как происходило развитие деформаций во времени.
Иными словами, история процесса оказывает значительное влияние
на сопротивление деформации и напряженно-деформированное со-
стояние при обработке металлов давлением.
Это объясняется тем, что явления упрочнения, рекристаллиза-
ции, полигонизации, сопровождающие горячую пластическую де-
формацию, определяют уровень напряжений. Соотношение между
этими процессами зависит от истории процесса нагружения, поэто-
му отсутствует однозначное соответствие между напряжением и де-
формацией при данных значениях мгновенной скорости деформации
и температуре. Например, пусть образцы растягиваются .так, что
конечная величина деформации е2 и скорость деформации 8г в ко-
нечный момент во всех случаях одни и те же (рис. 259). В первом
случае образец деформируется с малой скоростью Si так, что при
достаточно высокой температуре одновременно с упрочнением про-
исходит полное разупрочнение, т. е. процесс является практически
равновесным. При этом сопротивление дефдрмации остается посто-
янным, равным (Tsi. Доведя деформацию до величны ©i, скачком
изменим скорость деформации до 8г (см. рис. 259, кривая /).
В другом случае при постоянной скорости деформации е2 .образец
растянули до деформации 82 (см. рис. 259, кривая 2). В этом слу-
чае процесс упрочнения является резко выраженным и сопротивле-
ние деформации as?>(rsl при тех же реличинах 82 и е2.
481
Тех же значений деформации е2 и скорости деформации 8*2 мож-
но достичь, если процесс проводят сначала до 80 со скоростью 81,
а затем со скоростью 82 (см. рис. 259, кривая 3). Такие процессы
можно повторить бесчисленное множество раз и получить при оди-
наковых 82 и 82. бесчисленное множество значений сгв. Следователь-
но, напряжение не определяется однозначно скоростью деформации
и ее величиной, а зависит также и от истории процесса.
Таким образом, при расчете напряжений и деформаций при об-
работке металлов давлением необходимо учитывать предшествую-
щее состояние металла, причем расчеты должны быть построены
таким образом, чтобы можно было использовать кривые упрочнения
при постоянных температуре и скорости деформации (см. рис. 239,
240) для определения а5=о,в(е, 8, т), учитывающих развитие де-
формации во времени т.
В этом случае приращение напряжения течения а определяется
формулой
. до . , до . , даТ,
do = —- de 4-—^- de + —- dr, (176)
d& ds dr
где до)дг и dofdz характеризует деформационное и скоростное
упрочнение, соответственно; да/дг характеризует изменение сопро-
тивления деформации во времени.
Приравнивая нулю один из членов (176), определяющих раз-
личные виды упрочнения и разупрочнения металла, можно получить
реологические1 соотношения, входящие в группу уравнений теории
течения:
ди/дг = 0; FT (сг, ё, г) = 0; (177)
теории старения
до/ds = 0; Fc (О, 8, т) = 0 (178)
и теории упрочнения
до/дг—0-, Fy(cr, 8, е) = 0. (179)
В частности, используя уравнение теории течения (177) для
случая до/дг=0 или уравнение теории упрочнения (179), когда
do/ds=0, получим F(cr, е)=0. Решение последнего уравнения дает
о* — с,8=0 или G=a8— (180)
уравнение линейно-вязкой среды, если a=p,=const, и. уравнение не-
линейно-вязкой среды, если a=p,(s), где ц — коэффициент вязкости
(модель среды в виде цилиндра с жидкостью, рис. 260, а).
Используя уравнение теории старения для частного случая
до/дт==0 или уравнение теории упрочнения, когда дог/д8 = 0, полу-
чим Fr(ot 8)=0, общим решением которого является о—&8=0, или:
0 = ^8 = £8. ’ (181)
1 Реология — наука о течении материала или наука о связи
между напряжениями, деформациями и их первыми и высшими про-
изводными во времени.
482
Последнее уравнение — уравнение линейно-упругой (гуковской)
среды, если & = £=const, и уравнение нелинейно упругой среды,
если &=£(s), где £ —модуль упругости (модель среды в виде
пружины, рис. 260, б).
Рассматривая один из возможных вариантов реального поведе-
ния металлов, когда в выражении (176) да/де=де/дт=д(у/д8 = 0,
имеем
ст = с = const (182)
или реологическое уравнение идеально пластической среды (модель
среды в виде'трущейся пары, рис. 260, в).
В уравнениях (180)—(182) а=ц; b=E; с=Со— реологические
константы. Поведение таких сред можно схематически представить
Рис. 260. Реологические зависимости простейших сред:
а —вязкой (/ — линейной, 2 — нелинейной); б —упругой (/ — ли-
нейной, 2 — нелинейной); в — идеально пластической
в виде простейших механических моделей (см. рис. 260.), последова-
тельное параллельное и смешанное соединение которых образует
модели сред со сложной реологией. Не рассматривая сложных рео-
логических моделей их основных уравнений, отметим следующие
представления, полученные для процессов пластического деформиро-
вания при обработке давлением.
Теория течения качественно правильно отражает соотношение
между определяющими сопротивление деформации процессами
упрочнения, динамической полигонизации и рекристаллизации с ро-
стом степени деформации. В построении достаточно общей механи-
ческой модели среды используются положения, сформулированные
А. Р. Ржанициным. Для развитых процессов пластического дефор-
мирования среду считают абсолютно жесткой, а скоростное упроч-
нение нелинейным. Принятая механическая модель и соответствую-
щие ей реологические уравнения описывают деформационное и ско-
ростное упрочнение, а. также явление обратной ползучести. При
выводе реологических уравнений подразумевается, что скорость де-
формации 8 известна как функция времени. Именно такие процессы
характерны для обработки давлением.
Реологические уравнения, построенные на основе теории тече-
ния, дают согласованные с экспериментом данные о существовании
предела упрочнения при заданной скорости деформации, независи-
мости сопротивления деформации от степени деформации (идеаль-
ная пластичность) при малых скоростях деформации.
483
Однако реологическая Модель йепрйГоДйа для нычйслёййя Де-
формации при заданном законе изменения напряжений (разгрузка
в данном случае описывается не линейным участком, параллельным
нагружению, а происходит по линии начальной стадии деформа-
ции); релаксация напряжений не описывается.
Теория старения1 предусматривает изменение свойств металла
во времени. При этом учитывают, что уровень напряжения течения
определяется соотношением скоростей протекания конкурирующих
процессов упрочнения и разупрочнения, причем интенсивность про-
текания последних существенно зависит от времени.
Реологические уравнения теории старения описывают скорост-
ное и деформационное упрочнение, релаксацию, ползучесть.
Недостаток этих уравнений — отсутствие возможности учета
характера развития деформаций во времени. Уравнения хорошо опи-
сывают поведение металлов для постоянных или слабо изменяющих-
ся напряжений.
Теория упрочнения позволяет определить напряжение течения
(сопротивление деформации) как функцию деформации, скорости
деформации и истории развития деформаций во времени. Однако
при развитых деформациях, характерных для процессов обработки
давлением, учет развития напряжений и деформаций во времени
затруднен, что заставляет отказаться от использования этой теории
при расчетах процессов обработки металлов давлением.
' Теория наследственности использует уравнения теории упругого
последействия Больцмана. Уравнения теории наследственности
Больцмана — Вольтерры являются наиболее общими для описания
изменений напряжений и деформаций во времени. Реологические
уравнения этой теории удовлетворительно описывают последействие,
релаксацию, скоростное и деформационное упрочнение, изменение
напряжения при заданном законе изменения деформаций 8(т).
Используя теорию наследственных сред, можно получить кри-
вые ст—8 при заданной температуре и условиях: 8=const при испы-
тании на стационарных испытательных машинах — пластометрах
с заданной историей развития деформаций во времени 8(т) или
v = const (испытания с постоянной скоростью деформирования).
Многочисленные эксперименты показывают, что кривые упроч-
нения при постоянной температуре и скорости деформации, получен-
ные на пластометре (8=const), имеют максимум, а при испытании
на гидравлическом прессе (и=const) кривые асимптотически стре-
мятся к пределу.
Это объясняется тем, что на первой стадии деформирования
происходит интенсивное упрочнение металла с одновременным на-
капливанием внутренней энергии. Интенсивность упрочнения по ме-
ре развития деформации падает, так как упрочнение и накопленная
внутренняя энергия способствуют интенсификации процессов разу-
прочнения в металле, и при достаточной их продолжительности они
успевают развиться настолько, что полностью уравновешивают те-
кущее упрочнение и более того начинают над ним превалировать.
При этом сопротивление деформации начинает уменьшаться и на
кривой упрочнения появляется максимум.
На кривых упрочнения, полученных при постоянной скорости .
обжатия (на гидравлическом прессе), такое явление не наблюдает-
1 Этот термин не имеет ничего общего с явлением старения,
рассматриваемым в металловедении.
484
ся, так как при осадке из-за уменьшения высоты образца увеличи-
вается скорость деформации. Это приводит к более интенсивному
упрочнению металла, которое после достижения определенной вели-
чины лишь компенсируется разупрочнением. Поэтому на кривых
упрочнения, полученных на гидравлическом прессе, не фиксируется
максимум сопротивления деформации.
Уравнение теории наследственных сред позволяет определить
сопротивление деформации при известном законе изменения дефор-
мации во времени, который обычно можно установить с необходи-
мой достоверностью для различных процессов ОМД. В частности,
установлено, что усилие деформации может изменяться в расчетах
до двух раз, если не учтена реальная история процесса нагружения
(рис. 261). Таким образом, пред-
ставляется возможным определить
не только величины непосредст-
венно в очаге деформации в про-
цессах ОМД за один ход пресса
или за один проход при прокатке,
но и установить закономерности
изменения as и давления с учетом
всей предшествующей истории де-
формирования, установить измене-
ние напряжений при прокатке с
межклетевым натяжением, учесть
влияние этого напряжения на
давление и сопротивление дефор-
Рис. 261. Кривые изменений уси-
лий осадки заготовки из стали 45,
полученные по экспериментальным
(/) и расчетным (2 и 3) данным с
учетом (2) и без учета (3) истории
процесса нагружения при . 1200 °C
(А. А. Поздеев и др.)
мации в каждом проходе.
Влияние истории развития
деформации во времени на со-
противление деформации изложе-
но1 в этом разделе с феноменоло-
гических позиций. Потребовались
лишь основные физические поня-
тия для объяснения полученных
закономерностей. Однако такой подход позволяет более обоснован-
но подойти к проблеме экспериментального изучения факторов, влия-
ющих на сопротивление деформации; правильно спланировать экс-
перимент; предъявить необходимые требования к основному испы-
тательному оборудованию. Такой подход полезен для специалистов
в области обработки давлением, так как вопросы физики и фено^
менологии деформирования рассматриваются в диалектическом
единстве.
РЕКОМЕНДАТЕЛЬНЫЙ БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК
Агеев Н. П., Каратушин С. И. Механические испытания метал-
лов при высоких температурах и кратковременном нагружении. М.,
«Металлургия», 1968. 279 с. с ил.
Бернштейн М. Л. Структура деформированных металлов. М.,
«Металлургия», 1977. 431 с. с ил.
Зайков М. А. Режимы деформации и усилие при горячей про-
катке. Свердловск, Металлургиздат, 1960. 302 с. с ил.
Применение теории ползучести при обработке металлов давле-
нием. Авт.: А. А. Поздеев, В. И. Тарновский, В. И. Еремеев,
В. С. Баакашвили. М., «Металлургия», 1973. 192 с. с ил.
485
Ржаницин А. Р. Некоторые вопросы механики систем, деформи-
рующихся во времени. М., Гостехиздат. 1949. 175 с. с ил.
Соколов Л. Д. Дислокаций и свойства металлов. Курс лекций
для студентов металлургических специальностей. Ч. 1, 2. Горький,
изд. Политехнического института, 1973. 253 с. с ил,
Соколов Л. Д. — «Изв. вуз. Черная металлургия», 1965, № 4,
с. 91—95.
Соколов Л. Д. Сопротивление металлов пластической деформа-
ции. М., Металлургиздат, 1963. 284 с. с ил.
ГЛАВА XIV
ПЛАСТИЧНОСТЬ
И ДЕФОРМИРУЕМОСТЬ МЕТАЛЛОВ
И СПЛАВОВ
Пластичность — свойство металла деформироваться ос-
таточно (необратимо) без макроразрушений.
Количественная мера пластичности — степень дефор-
мации в момент разрушения Ар. Для процесса холодной
деформации
Ap=jH(T)dT, (183)
о
где Н(т)—интенсивность скоростей деформаций сдви-
га et-j=0,5 (dVi/dXj+dVj/dxi)-, i, /=1, 2, 3; Vi — ком-
поненты вектора скорости. Значение
определяется вдоль траектории движения материальной
точки, которая для стационарного процесса совпадаете
линией тока.
Величина Ар— накопленная деформация за всю
предшествующую историю деформирования. .Степень
деформации в понимании А. А. Ильюшина или «пара-
метр Одквиста» представляет собой меру суммарного
накопления дефектов кристаллической решетки к момен-
ту разрушения, так что в отличие от А величины Ар—
наибольшая из возможных или предельная степень де-
формации.
486
По аналогии с механическими характеристиками ме-
таллов предельную степень деформации в момент разру-
шения Лр будем называть пределом пластичности.
Для монотонного деформирования величина Лр сов-
падает с величиной Гр — интенсивности логарифмичес-
ких деформаций:
Гр=^=: |/"(ei — в2 )2 + (в2 — ёз)2 4- (в3 — ех)2, (185)
где ей (А=1, 2, 3)—главные логарифмические дефор-
мации в момент разрушения.
Одноосное растяжение — процесс монотонный до на-
чала образования шейки и. близок к монотонному на уча-
стке неравномерной деформации, поэтому
Лр « Гр = /3 ёх = /3 in (F0/Fm),
где Fo и Fm — начальная площадь поперечного сечения
и площадь в месте образования шейки при разрушении
соответственно.
Предел пластичности Лр является сложной функцией
многих факторов и зависит от: химического состава и
структуры металла (сплава); температурно-скоростных
условий деформирования; напряженного состояния;
предшествующей разрушению истории развития напря-
жений и деформаций во времени; геометрического фак-
тора и внешней среды.
В литературе встречаются иные определения пла-
стичности металла и меры ее количественной оценки.
Например, многие специалисты считают, что пластич-
ность— это не свойство металла, а его способность
(склонность) деформироваться остаточно без- макрораз-
рушения и связано это, якобы, с тем, что в зависимости
от условий деформирования, в частности от схемы на-
пряженного состояния, один и тот же металл может быть
способен (склонен) к пластической деформации или во-
обще не обладать такой способностью.
В качестве примера обычно ссылаются на возмож-
ность двукратного удлинения мрамора при высоких на-
пряжениях всестороннего сжатия, который хрупко раз-
рушается при одноосном растяжении.
В этом примере мрамор обладает пластическими
свойствами, которые существенно зависят от схемы на-
пряженного состояния, и предел пластичности, опреде-
487
ляемый по формуле (185), при высоком гидростатиче-
ском давлении для ег=ез =—0,5_ei (ei = ln2 при дву-
кратной вытяжке) равен АР=ГР= V3 В1=т/31п2,
а при одноосном растяжении Ар практически равно ну-
лю. Равенство нулю количественной меры какого-либо
свойства металла — не редкость. Например, сопротивле-
ние деформации при температуре плавления, электро-
сопротивление для сверхпроводящих сплавов при опре-
деленных температурах также практически равны ну-
лю. Таким образом, на основании только того, что при
определенных условиях Ap«0, нельзя говорить о пла-
стичности металла как о его способности к остаточному
деформированию без макроразрушения. Имея в виду, что
даже при хрупком разрушении металлов наблюдаются
пластические деформации, т. е. металл проявляет и в
данном случае пластические свойства, в дальнейшем бу-
дем иметь в виду, что пластичность, так же как и сопро-
тивление деформации, электросопротивление, теплопро-
водность и т. д., — свойства металла, именно металла,
но не образца поковки, заготовки, раската и т. п.
В определении количественной меры пластичности
стремились к поиску универсальной характеристики, не
зависящей от напряженно-деформированного состояния.
Например, за меру пластичности принимали усреднен-
ную деформацию, полученную в результате испытаний
на растяжение и сжатие. Для каждого вида механическо-
го испытания характерна своя определенная схема на-
пряженного состояния, поэтому предел пластичности бу-
дет различным для разных видов испытаний.
Получаемые при механических испытаниях следую-
щие величины: 6=(ZK—(о)До— относительное удлинение
(/к, 1о — начальная и конечная длина образца); ф =
= (Fo—Fin)/F0 — относительное сужение; (Fo — пло-
щадь поперечного сечения; Fm — площадь поперечного
сечения шейки); п — число оборотов при скручивании
до разрушения не являются мерами пластичности, одна-
ко количественно характеризуют пластичность в данных
условиях; называют их характеристиками пластичности
или показателями пластичности.
Некоторые (особенно* безразмерные) характеристи-
ки пластичности могут быть использованы для опреде-
ления предела пластичности. В частности, при растяже-
нии Ар=]/3 1п(1/1—ф); при кручении Ap,cp=ndn//o или
Ap,n=tg<p, где Лр,ср — усредненная по длине образца
/0 диаметром d степень деформации при скручивании за
п оборотов; Лр,л — локальная, т. е. в месте разрушения
при скручивании деформации [обычно Лр,л« (2ч-4)
Лр.ср]; <р — угол наклона риски, совпадающий до дефор-
мации с образующей цилиндрического образца.
Остальные характеристики пластичности: относитель-
ное удлинение, ударная вязкость1, глубина погружения
шарика в испытаниях на штампуемость листовых мате-
риалов (проба Эриксена2), угол загиба и количество
гибов с перегибами листовых проб уже не могут быть
использованы для определения предела пластичности без
разработки соответствующих методов пересчета с этих
характеристик на величину Лр.
Многообразие характеристик пластичности связано,
с одной стороны, с трудностями определения величины
Лр, а с другой — с тем, что ЛР=ЛР(&), т. е. зависит от
схемы напряженного состояния (k— коэффициент же-
сткости схемы напряженного состояния, определяемый
как отношение среднего напряжения — первого инвари-
анта тензора напряжений — к интенсивности напряже-
ний сдвига). Коэффициент &=сг/Т характеризует соот-
ношение напряжений, стремящихся разрушить металл
при наличии растягивающих напряжений, т. е. при &>0
(или, наоборот, благоприятствующих залечиванию де-
фектов и увеличению пластичности с* увеличением все-
стороннего сжатия, т. е. при &<0), к интенсивности на-
пряжений Т, обеспечивающим пластическое течение.
Например, при однорсном растяжении
при кручении &=0; при одноосном сжатии k =— 1 - 3 ,
в связи с чем показатели пластичности и предел пла-
стичности различны по величине, т. е. при разных значе-
ниях k достигается разный уровень деформации в мо-
мент разрушения. Поэтому, например, считают, что
испытание на скручивание лучше отражает технологи-
ческие особенности поведения металлов в реальных про-
цессах обработки давлением, так как деформация при
скручивании больше, чем при растяжении, и приближа-
ется к величине, характерной для технологических про-
цессов ОМД. Естественно стремление многих исследова-
1 Ударная вязкость (Дж/см2) — удельная потенциальная энер-
гия, затраченная на разрушение образца, ослабленного выточкой, при
поперечном ударе. Испытания проводятся на маятниковых копрах.
2 Размерность этой характеристики пластичности, мм.
31—790 489
телей приблизить механические испытания по схеме на-
пряженного состояния к реальным процессам ОМД. Так
как этих процессов достаточно много, то для оценки
(или-характеристики) пластичности возникло достаточ-
но большое количество показателей пластичности и спо-
собов испытания на пластичность.
Следующая характеристика пластичности металла —
деформируемость. Деформируемость — свойство металла
остаточно изменять форму без макроразрушения в кон-
кретном процессе обработки давлением. Вводя эту ха-
рактеристику пластичности, исследователи еще в боль-
шей степени, чем для стандартных испытаний ( ударная
вязкость, растяжение, кручение, проба Эриксена и т. д.),
стремятся привести в соответствие схему напряженного
состояния при испытании к схеме напряженного состоя-
ния в реальном процессе обработки давлением.
И снова разнообразие процессов ОМД не дает воз-
можность рекомендовать единую методику изучения де-
формируемости, поэтому существует большое количество
показателей деформируемости Ч
1. Термин «деформируемость» определен в настоящее время не-
однозначно. Одни авторы под этим термином понимают совокуп-
ность сопротивления деформации и показателя пластичности. Счи-
тают, что труднодеформируемый сплав тот, который имеет или по-
вышенное ^противление деформации, или заниженную пластичность,
или то и другое вместе. Другие под деформируемостью понимают
способность тела (образца) остаточно изменять форму в процессе
ковки, прокатки, штамповки без нарушения сплошностей, т. е. тер-
мин «деформируемость» в таком понимании ближе к термину «пла-
стичность», но отнесен к телу, его конфигурации. Но в такой же ме-
ре деформируемость связана с конфигурацией инструмента. В связи
с этим остается неясным, почему деформируемость относят именно
к телу, а не к металлу.
Авторы данной книги не согласны с такой интерпретацией этого
термина. Неверно, что деформируемость характеризует одновремен-
но и пластичность, и сопротивление деформации. Это две разные
характеристики металла, причем, с разной размерностью. Правильно
было бы назвать для краткости металлы с высоким сопротивлением
деформации твердыми или жесткими, с низким сопротивлением де-
формации — мягкими. Тогда понятия «мягкий пластичный материал»
или «твердый высокопластичный» и т. п. вполне определенные. Нель-
зя отнести понятие деформируемость к телу, заготовке или образцу,
так как разные металлы при одной и той же конфигурации образца
будут обладать различной деформируемостью. Изменение конфигу-
рации образца для одного и того же металла приводит к измене-
нию схемы напряженного состояния, а следовательно, пластичности
и деформируемости, что отражает одно из свойств металла (но не
образца): изменять пластичность с изменением схемы напряженного
состояния.
490
При ковке, прокатке, прошивке, штамповке и т.п. в си-
лу различия величин k и функций й(т), егДт), e,j де-
формируемость, как и пластичность, будет различной.
Однако, проводя различные испытания для конкретной
и точно неизвестной схемы напряженного состояния и
истории развития напряжений и деформаций во време-
ни, эти параметры, влияющие на пластичность, заменяют
видом процесса и уже о деформируемости судят по ков-
кости, прокатываемости, прошиваемости, штампуемо-
сти и т. п.
Деформируемость зависит от химического состава и
структуры металла или сплава; температурно-скорост-
ных условий деформаций; вида процесса обработки дав-
лением с характерным (и не обязательно известным) на-
пряженно-деформированным состоянием и его измене-
нием во времени, но зависимым для одного вида ОМД
от конструкции заготовки и инструмента; геометричес-
кого фактора и внешней среды.
Количественными мерами деформируемости явля-
ются:
1) предельное относительное обжатие при прокатке
(прокатываемость), при котором образуется трещина на
боковой поверхности при прокатке клиновидных образ-
цов в валках с гладкой бочкой или при прокатке образ-
цов одинаковой по длине высоты в валках с изменяю-
щимся раствором щели;
2) предельное относительное обжатие при осадке ци-
линдрических образцов в момент появления трещины на
свободной от нагрузки бочкообразной поверхности —
ковкость;
3) результативная предельная деформация, опреде-
ляемая при винтовой прокатке конических образцов в
месте образования полости, наблюдаемой на продольном
темплете, — прошиваемость.
В дальнейшем при анализе факторов, влияющих на
пластичность, будут использованы понятия, с количест-
венной стороны характеризующие возможности реали-
зации процесса пластического деформирования: предел
пластичности; характеристика (показатель) пластич-
ности; характеристика (показатель) деформируе-
мости.
31*
491
1. ВЛИЯНИЕ ХИМИЧЕСКОГО И ФАЗОВОГО СОСТАВА
НА ПЛАСТИЧНОСТЬ МЕТАЛЛОВ И СПЛАВОВ
Пластичность металлов и сплавов зависит от типа кри-
сталлической решетки и склонности к образованию твер-
дых растворов. Считают, что наиболее пластичными яв-
ляются металлы с г.ц.к. решеткой (Al, Си, Ni, Pb, Аи,
Ag и др.), далее следуют металлы с о.ц.к. решеткой
(Fe, Cr, W, Мо, р-латунь и пр.), наименее пластичны
поликристаллы с г.п.у. решеткой (Zr, Hf, Ti и др.). Од-
нако такая закономерность не является универсальной,
во многом определяется температурой, скоростью де-
формации, наличием примесей, химическим составом и
другими факторами.
Пластичность и сопротивление деформации — свой-
ства взаимосвязанные: повышению сопротивления де-
формации соответствует снижение пластичности, и на-
оборот. Однако это простое правило иногда нарушается
и в дальнейшем такие нарушения рассматриваются спе-
циально.
Основные закономерности изменения свойств спла-
вов при комнатной температуре в зависимости от их хи-
мического и фазового состава сформулированы
Н. С. Курнаковым. Изменение, например, твердости НВ
и сопротивления деформации непрерывного ряда твер-
дых растворов изображается на диаграмме состав —
свойство непрерывной кривой с максимумом (рис.
262, а); твердость двухфазных сплавов, содержащих
разное количество эвтектики, меняется аддитивно (/ и
2, рис. 262,.б), а для систем с ограниченной раствори-
мостью— по смешанному закону (см. рис. 262,6). Диа-
граммы Н. С. Курнакова состав — свойство были полу-
чены для сопротивления деформации, пластичности, фи-
зико-химических, эксплуатационных и других свойств
сплавов.
На пластичность сплавов типа непрерывных или ог-
раниченных твердых растворов оказывают влияние сле-
дующие основные факторы:
1) искажения решетки, вызванные присутствием рас-
творенных атомов другого сорта; 2) упругое взаимодей-
ствие между растворенными атомами и дислокациями
(облака Коттрелла); 3) химическое взаимодействие (по
Сузуки); 4) влияние ближнего порядка (по Сноеку).
Применительно к исследованным сплавам систем
Си—Ni, Fe—Ni, Fe—Cr, Ni—Cr, Ni—Mo, Fe—Co, Al—
Si, Fe—Cr—Al, Fe—Si, Fe—С наблюдаются следующие
закономерности.
Эффект упрочнения и снижения пластичности непре-
рывных или ограниченных твердых растворов выражен
тем значительнее, чем больше различие в атомных диа-
метрах растворяющего элемента и металла раствори-
теля.
Рис. 262. Диаграммы состояния (вверху) и диаграммы состав — свойство (вни-
зу) для непрерывных твердых растворов (а) и эвтектического типа с ограни-
ченной растворимостью (б) при температуре Т;
1 — сопротивление деформации; 2 — показатель пластичности; 1', 2' — сопротив-
ление деформации и показатель пластичности соответственно в случае сверх-
пластичности при высоких температурах
При равных условиях снижение деформируемости
(как при высоких температурах, так и в области холод-
ной пластической деформации) твердых растворов тем
сильнее, чем меньше растворимость легирующей добав-
ки. В системах с изоморфными компонентами эффектив-
ность повышения сопротивления деформации и снижения
характеристик пластичности при легировании невелика.
Отношение температур плавления компонентов спла-
ва служит не только одним из критериев оценки рас-
творимости элементов, но и характеристикой прогнози-
рующей степень потери деформируемости твердого рас-
твора. Большему различию температур соответствует
более существенное снижение пластичности.
492
493
Характерная особенность пластической деформации
упорядоченных сплавов 1 — наличие на границе упорядо-
ченных и неупорядоченных областей так называемых
сверхструктурных дислокаций, представляющих собой
две обычные дислокации, связанные между собой анти-
фазной границей (рис. 263). Наличие сверхструктурных
дислокаций было установлено экспериментально. Шири-
на антифазной границы определяется упругим отталки-
ванием дислокаций одно-
го знака, окаймляющих
антифазную границу.
Упрочнение сплава и
снижение пластичности
при упорядочении проис-
ходят из-за торможения
дислокаций вследствие об-
разования антифазных
границ. При упорядоче-
нии происходит искаже-
ние матричной кристал-
лической структуры. На-
пример, при упорядоче-
нии в системе Au—Си упо-
рядоченные объемы обла-
решеткой по сравнению с
Возникающие при этом на-
Рйс. 263. Парная (сверхструктурная)
дислокация в упорядоченном твердом
растворе
дают тетрагональной г. ц. к.
г. ц. к. решеткой матрицы.
пряжения дополнительно тормозят движение дислока-
ций. В том случае, когда решетки матрицы и сверхструк-
туры одинаковы, напряжения могут возникать вследст-
вие изменений только в периодах решетки неупорядочен-
ных и упорядоченных объемов (FeNi3 в системе Fe—Ni).
Интенсивная холодная деформация предварительно
упорядоченных железоникелевых сплавов со сверхструк-
турой FeNi3 и Ni2Cr приводит к -частичному разупорядо-
чению. В некоторых случаях предварительная холодная
деформация сплавов определенного, химического соста-
ва, облегчающая последующую диффузию, способствует
1 В металлических сплавах — твердых растворах замещения на
основе металлов с г. ц. к., о. ц.-к. и г. щу. решетками — при опреде-
ленных условиях (стехиометрические составы, обычно отвечающие
формулам А2В, АВ или ДВ3) возникает упорядоченное расположе-
ние атомов, приводящее к появлению на рентгенограммах дополни-
тельных сверхструктурных линий.
494
упорядочению при последующей термической обработке.
Представляет интерес факт повышения сопротивле-
ния деформации ав и от(по,2) (после термической обра-
ботки, способствующей упорядочению в системе Fe—Ni,
рис. 264), одновременно с показателями пластичности б
и ф вблизи состава FeNi3 (кривые 2, рис. 265). Такую
закономерность можно объяснить несоответствием хими-
Рис. 264. Диаграммы состояния
Fe—Ni с рекомендуемыми метода-
ми деформирования в деформиро-
ванном состоянии:
/ — прессование, гидроэкструзия;
/Z — прокатка, ковка, штамповка;
/// — волочение. В литом состоя-
нии рекомендуются методы 1 и II
только в v-области
Рис. 265. Зависимость ов, tfo,2»5 5
и *ф для части системы Fe—Ni по-
сле различных предварительных
обработок:
1 — гомогенизирующий отжиг при
900 °C, 24 ч, /исп=400°С; 2 — ваку-
умный отжиг при 450 °C, 360 ч,
3 —тоже, /исп =
=600 °C
ческого состава сплава точной стехиометрической фор-
муле FeNi3.
В ряде случаев упорядочение в какой-либо системе
часто приводит к довольно заметному снижению пока-
зателей деформируемости сплавов и их охрупчиванию
при низкотемпературной пластической деформации.
Примером этого служат сплавы системы Fe—Со (рис.
266,а), где легирование железа кобальтом сопровожда-
ется расширением области у-твердых растворов вплоть
до чистого кобальта при температурах выше 1000° С.
495
При более низких температурах в интервале от 0 до
75% Со существует ряд a-твердых растворов.
При содержании кобальта от 30 до 70% (по массе)
сплавы этой системы способны к упорядочению с обра-
зованием сверхструктурной фазы FeCo. Упорядочение
железокобальтовых сплавов указанного состава проис-
ходит при температурах ниже 740° С при медленном ох-
лаждении (например, с печью) с высоких температур.
Рис. 266. Диаграмма состояния сплавов Fe—Со (а) и температурная зависи-
мость характеристик пластичности (*ф, 6) и сопротивление деформации (а •
в) железокобальтового сплава с 68,4 % (б) кобальта. Перед испытаниями
гомогенизирующий отжиг при 1050 °C в течение 24 ч
Эти сплавы испытывают при непрерывном нагреве два
фазовых перехода. Один соответствует превращению
а!—а (порядок->беспорядок), а второй — превращению
феррита в аустенит (а->у) .Первый фазовый переход
а'—а сопровождается заметным снижением сопротивле-
ния деформации и резким подъёмом показателей пла-
стичности (рис. 266,6). При температуре несколько вы-
ше начала второго фазового превращения пластичность
железокобальтовых сплавов рассматриваемых химичес-
ких составов особенно велика, а некоторые из них про-
являют тенденцию к сверхпластичности (см. гл. XVI).
Например, сплав с 68,4% Со характеризуется при 800° С
следующими показателями деформируемости: ф = 96%;
6 = 170% (<Тв=35 МПа, <гт=25 МПа, рис. 266,6, т. е.
сопротивление деформации в условиях сверхпластично-
сти заметно уменьшается).
496
Переход к у-модификации сплавов (~ 1000° С) со-
провождается незначительным повышением сопротивле-
ния деформации и снижением относительного удлинения
и сужения; при дальнейшем повышении температуры на-
блюдается увеличение пластичности и снижение ов и от.
Аналогичные закономерности наблюдались и при ис-
следовании пластичности железокобальтовых сплавов в
диапазоне температур горячей и теплой прокатки. При
гемпературах ниже кри-
тической (/к=740°С)
упорядоченные сплавы,
содержащие 40—60%
Со, практически не под-
вергаются теплой обра-
ботке давлением. Мак-
симальная пластич-
ность наблюдается при
прокатке в интервале
температур tK—при
переходе в у-область
прокатываемость спла-
вов этой системы снова
Рис. 267. Двухфазные сплавы со структу-
рой различного типа
падает и затем несколько повы-
шается при повышении температуры от 1000 до 1100° С.
Пластичность и сопротивление деформации двухфаз-
ных сплавов, принадлежащих к системам эвтектическо-
го (эвтектоидного) или перитектического (перитектоид-
ного) типа, зависит не только от-их химического соста-
ва, но и от фазового состояния (см. п. 2 данной
главы).
Структура двухфазных сплавов представляет собой
смесь двух фаз типа a+у в сталях или Tia+ Tip
(рис. 267,а), или матрицу с равномерным распределе-
нием выделившихся из нее частиц второй фазы опреде-
ленной степени дисперсности (рис. 267, б),
Экспериментально установлено, что пластичность
двухфазных'сплавов ниже, чем однофазных, и в значи-
тельной степени определяется характеристиками фаз —
объемной долей, формой и характером распределения,
свойствами фаз. С увеличением количества вторых фаз
и по мере увеличения размера их частиц, изменения фор-
мы овальной на пластинчатую, усиления неоднородности
их распределения пластичность сплавов понижается.
Так, включения аустенита в ферритной основе (или фер-
рита в аустенитной основе) вызывают неоднородность
497
Деформации в объеме поликристаллического агрегата,
связанную с различной способностью к деформации аус-
тенита и феррита.
Было обнаружено, что при высоких температурах
(выше Трек) максимальной пластичностью обладают од-
нофазные сплавы со структурой а-феррита. Установлено,
что выше 1000° С деформация a-фазы с низким значе-
нием Os,а в стали (1Х21Н5Т) значительно больше, чем
деформация у-фазы с высоким значением о s,v, а при
1200° С разница достигает шестикратной величины. Боль-
шое различие в сопротивлении деформации фаз вызы-
вает локальные деформации и концентрацию напряже-
ний. Напряжения достигают критической величины и
приводят при горячей деформации к образованию ми-
кротрещин. Заниженное сопротивление деформации и
высокая пластичность при высоких температурах объяс-
няются большей энергией дефектов упаковки и ско-
ростью диффузионных процессов в a-твердом растворе
и, следовательно, более интенсивным протеканием про-
цессов динамической полигонизации и рекристаллиза-
ции, диффузионного переползания дислокаций как основ-
ного механизма пластической деформации при повышен-
ных температурах.
Появление аустенита в ферритной основе можно рас-
сматривать как образование более жесткого включения,
являющегося эффективным барьером на пути движе-
ния дислокаций. Образование скоплений дислокаций у
таких барьеров приводит к значительной концентрации
напряжений и при определенных условиях может слу-
жить источником разрушения. Феррит в аустените ослаб-
ляет основу и также может вызывать значительную кон-
центрацию напряжений и как следствие — преждевре-
менное разрушение сплава.
Таким образом, необходимо учитывать совместное
влияние химического и фазового составов на пластич-
ность и сопротивление деформации. Например, для
сплавов системы Fe—Сг при 900 °C кривые зависимости
прочности от химического и фазового состава характе-
ризуются наличием двух максимумов: первый из них
(~ 10% Сг) отвечает максимальному легированию аус-
тенита хромом (рис. 268)’, а второй — стехиометрическо-
му составу о-фазы (45% Сг) в железохромистых спла-
вах. Двухфазный аустенито-ферритный сплав (12,5%
Сг) по прочностным свойствам занимает промежуточное
498
положение между чисто аустенитным (10% Сг) и чисто
ферритным сплавами (17% Сг). Кроме того, переход в
двухфазную (а+у)-область сопровождается резким па-
дением показателей пластичности (рис. 268). Такая же
картина наблюдалась и при 1000—1100° С.
В сплавах, имеющих структуру второго типа, и осо-
бенно в дисперсионноупрочняемых сплавах факторы, оп-
ределяющие состояние фаз в агрегате (объемная доля,
размеры частиц, их форма, расстояние между ними),
приобретают еще большее значение. Дислокационная
, (JQ,2 , МЛй %
ю го зо ио
Ст, % (по массе)
10 20 30 UO 30
Сг,%< по массе)
Рис. 268. Влияние химического и фазового состава на прочностные (а) и
пластические (б) свойства железохромистых сплавов при 900 °C
теория дисперсионного упрочнения сплавов этого типа
развита в работах Мотта и Набарро, Орована и др. (см.
гл. IV).
Интерметаллиды и сплавы на их основе характери-
зуются чрезвычайно высокой хрупкостью и повышенны-
ми значениями характеристик прочности при низких тем-
пературах. Например, твердость (Яц) о-фазы (FeCr),
образующейся в системе Fe—Сг, при комнатной темпе-
ратуре составляет Ю 000—12 000 МПа.
Пластическая деформация становится возможной
лишь при температурах, лежащих в непосредственной
близости к температуре диссоциации иди плавления ин-
терметаллида.
Экспериментально доказано, что для некоторых ин-
терметаллидов скольжение дислокаций начинается при
0=0,44, а при 0>0,65 прекращается появление трещин,
что, видимо, является результатом термической флуктуа-
ции, способствующей движению дислокаций в плоское^
тях скольжения. В. кристаллической структуре интер-
499
металлидов, как правило, существенную роль наряду с
металлическими играют ковалентные и (или) ионные
связи, обусловливающие их хрупкость при низких тем-
пературах деформирования. С повышением, температу-
ры и приближением ее к солидусу эти жесткие связи ос-
лабляются из-за термичесйих флуктуаций и поэтому в
некоторых случаях деформирование соединений метал-
лов становится возможным. Пластичность указанных
соединений заметно увеличивается под действием гидро-
статического давления.
2. ВЛИЯНИЕ СТРУКТУРЫ, СТРУКТУРНОЙ
И ХИМИЧЕСКОЙ НЕОДНОРОДНОСТИ
НА ПЛАСТИЧНОСТЬ МЕТАЛЛОВ И СПЛАВОВ
Важным фактором, воздействующим на пластичность,
является степень структурной и химической неоднород-
ности. Наиболее существенное влияние на деформируе-
мость сплавов оказывает зональная неоднородность.
Особое внимание будет уделено структурным харак-
теристикам, связанным с величиной зерна, протяжен-
ностью межзеренных и межфазных границ, степенью хи-
мической неоднородности кристаллов, оказывающим
влияние на пластичность и сопротивление деформации
металлов и сплавов.
СТРУКТУРНЫЕ ОСОБЕННОСТИ ЛИТЫХ МЕТАЛ-
ЛОВ И СПЛАВОВ; АНИЗОТРОПИЯ ПЛАСТИЧЕС-
КИХ СВОЙСТВ. От деформированного металла слиток
отличается большей степенью структурной и химической
неоднородности: 1) плотность литого металла или спла-
ва ниже из-за наличия макро- и микропустот, распола-
гающихся вблизи головной и осевой частей слитка. Слит-
ки кипящей стали имеют развитую зону подкорковых
пузырей. Подкорковые пузыри, часто выходящие к по-
верхности, могут встречаться и в слитках других сталей,
особенно при нарушении технологии выплавки; 2) в
слитках сталей и сплавов, полученных обычными мето-
дами выплавки, часто наблюдается значительная сегре-
гация вредных примесей (серы, фосфора и т. д.), осо-
бенно вблизи головной и осевой его частей; 3) для круп-
ных слитков характерно интенсивное развитие дендрит-
ной ликвации; 4) в слитках двух- и многофазных
сталей и сплавов вторая фаза образует включения, ча-
сто окаймляющие отдельные кристаллы.
500
Наличие такой неоднородной структуры приводит к
анизотропии механических свойств, понижению пластич-
ности литого металла, а также к уменьшению сопротив-
ления его деформации по сравнению с деформирован-
ным состоянием. Размеры кристаллитов в слитке зави-
сят от скорости .кристаллизации. Увеличение скорости
кристаллизации на два порядка (от 0,2 до 20 см/мин)
приводит к уменьшению расстояния между дендритны-
ми осями примерно в 50 раз: от 2 до 0,04 мм. Скорость
кристаллизации обратно пропорциональна размерам
слитка, соответственно в крупном слитке образуется бо-
лее крупнозернистая структура. Типичная макрострук-
тура слитка — трехзонная структура, определяемая раз-
личной скоростью кристаллизации по сечению слитка.
У поверхности, где кристаллизация происходит быст-
ро, возникает зона равноосного мелкого зерна. Затем
зона кристаллизации со столбчатым строением и цент-
ральная зона крупного равноосного зерна. Слиток тако-
го типа формируется и при непрерывной разливке.
Слитки непрерывной разливки благодаря меньшему
сечению и принудительному охлаждению характеризу-
ются более мелкой структурой, а компоненты сплавов и
примеси в таких слитках сегрегируют в меньшей степе-
ни. Это благоприятно влияет на деформируемость слит-
ков непрерывной разливки.
Структурная неоднородность слитка тесно связана с
химической неоднородностью. Степень дендритной лик-
вации зависит от типа диаграмм состояния стали и
сплава.
Дендритная ликвация в сплавах развивается тем ин-
тенсивнее, чем больше коэффициент распределения К=
=Ств/еж (сТв — концентрация твердой фазы; сж — кон-
центрация жидкой фазы) отличается от единицы и чем
больше температурный интервал между началом и кон-
цом кристаллизации, а также в случае сильного химиче-
ского взаимодействия элементов в жидком состоянии.
Последнее характерно для сплавов с диаграммами со-
стояния, имеющими сингулярную точку плавления ин-
терметаллидного соединения.
Коэффициент степени ликвации К' (отношение кон-
центрации элемента в межосном участке к концентра-
ции у оси дендрита) составляет 2,3—4 для легирующих
элементов в сплавах Ni-f-3% Ti, Ni+2,1 % Si, Ni+4% Sn,
Ni+5%Sb. Бинарные сплавы Fe-j- (13—45) % Cr, Fe+
501
+ 45% Ni, Mo+0,5% Al, Mo+0,12% Zr, Ni + 3% Al, для
которых характерно слабое химическое взаимодействие
элементов в жидком состоянии, проявляют незначитель-
ную 'склонность к ликвидации компонентов. Для этих
сплавов коэффициент А'=1+-1,2. К ним относятся так-
же тройные сплавы систем Fe—Ni—Сг, сплавы Ni+
+20% Сг с добавкой алюминия, титана, ниобия, молиб-
дена.
Ликвация углерода развивается только в присутствии
карбидообразующих элементов (Ti, Сг) и не наблюда-
ется при легировании некарбидообразующим алюмини-
ем. Усиление дендритной ликвации способствует разли-
чию пластических свойств и сопротивления деформации
осей дендритов и межосных участков. Это приводит к не-
однородности деформации, усилению концентрации на-
пряжений и к снижению пластичности. Предваритель-
ный анализ диаграммы состояния нового сплава- позво-
ляет, таким образом, качественно оценить его деформи-
руемость в слитке.
Применение новых методов выплавки — электрошла-
кового переплава, вакуумной, дуговой и индукционной,
электроннолучевой зонной плавок — позволяет получить
сплавы более высокой чистоты и с меньшей сегрегацией
компонентов. Снижение содержания газов и примесей
цветных металлов, а также неметаллических включений
уменьшает анизотропию свойств, особенно в температур-
ном интервале горячей деформации. Применение двой-
ного вакуумно-дугового переплава приводит к умень-
шению коэффициента анизотропии механических свойств
сплава ХН55ВМТКЮ при 1150 °C от 1,2 до 1,15.
Другой известный способ улучшения химической од-
нородности слитков — высокотемпературный (гомогени-
зирующий) отжиг. В системах с неограниченной или ча-
стичной растворимостью компонентов продолжительный
отжиг приводит к выравниванию химического состава и
уменьшению анизотропии свойств, позволяет существен-
но улучшить пластичность тех сплавов, которые хрупки
в литом состоянии. Так, ниобий с содержанием 0,25—
0,3% С, 0,01—0,02% О2 и 0,02—0,03% N2 после выплав-
ки двойным дуговым или электроннолучевым перепла-
вом имеет практически нулевую пластичность при ком-
натной температуре. После отжига таких слитков диа-
метром 150 мм при 1300—1500 °C относительное удлине-
ние при комнатной температуре повышается до 15—
592
20%, сужение —до 25—45%. Повышение пластических
свойств сплавов ниобия после отжига объясняется улуч-
шением стабильности структуры (сохраняющейся при
нагреве под деформацию), выделением второй фазы кар-
бидов округлой формы и релаксацией температурных
напряжений в литом сплаве.
Улучшения структуры слитка можно достичь также
воздействием на процесс кристаллизации химическим
(модифицирующие добавки) и физическим (ультразвук)
путем. Модифицирование силумина с 10,8% Si модифи-
катором состава 20% LiF+80% LiCl позволяет затем
деформировать этот «литейный» сплав горячей и холод-
ной прокаткой.
Наложение ультразвука в процессе кристаллизации
сплава в изложнице способствует росту числа зароды-
шей кристаллизации и измельчению кристаллитов слит-
ка, уменьшает степень дендритной ликвации и в ряде
случаев повышает деформируемость металла. В част-
ности, применение ультразвука при обработке сталей У9
и У10 позволяет уменьшить размеры зерна до № 5—7,
в результате чего предел прочности их возрастает на
75% при одновременном повышении характеристик пла-
стичности на 30—60%. Большой эффект дает ультразвук
на сплавах железа с хромом, кремнием и алюминием,
особенно склонными к росту зерна. Обработка ультра-
звуком устраняет столбчатую структуру слитка, что так-
же сопровождается увеличением предела прочности бо-
лее чем в 1,5 раза, а относительного сужения и удлине-
ния— в 4—13 раз. При этом понижается критический
интервал хрупкости. Однако применение ультразвука в
большой металлургии затруднено, так как требует боль-
ших мощностей (до 1,5—<2,5 кВт/кг).
Литая сталь или сплав обладает большой анизотро-
пией пластических свойств. Например, сплав ХН78Т
на образцах, вырезанных из слитков вдоль столбчатых
дендритов, имеет при 20 °C ударную вязкость, относи-
тельное удлинение и сужение в два—четыре раза боль-
ше, чем на образцах, вырезанных поперек дендритов.
В большинстве случаев образцы вырезают из слитка
в направлении его главной оси, т. е. поперек столбчатых
дендритов, исследуя при этом минимальную пластич-
ность литого металла. Это правильно с точки зрения
оценки технологичности металла, так как наиболее опас-
ные растягивающие напряжения во время прокатки
503
действуют в том же направлении. Максимальные плас-
тические свойства в направлении осей дендритов пока-
зывают, какими резервами пластичности обладает ли-
той металл.
Анизотропия свойств при горячей деформации прояв-
ляется тем в более сильной степени, чем больше метал-
лургических примесей в слитке. Слитки трансформатор-
ной стали с 3% Si электрошлакового переплава содер-
жит в четыре раза меньше неметаллических включений,
чем слитки мартеновской выплавки. Соответственно
число оборотов до разрушения при кручении в области
800—1000 °C для электрошлаковой стали на 20—30%
выше, чем для мартеновской. С повышением темпера-
туры до 1100—1200 °C эта разница уменьшается до
3-5%.
При прокатке клиновидных образцов сталь электро-
шлакового переплава обладает более высокой изотроп-
ностью, несмотря на наличие транскристаллитной струк-
туры. Различие в предельных обжатиях до разрушения
в осевом и поперечном направлениях слитка составляет
2,5—5% при 800 °C и отсутствует при 1000 °C и выше.
У стали мартеновской выплавки относительные обжатия
до разрушения в продольном направлении на 30—70%
выше, чем в поперечном, хотя структура слитка преиму-
щественно равноосная.
Результаты исследования анизотропии свойств круп-
ных слитков свидетельствуют о больших резервах дефор-
мируемости литого металла в связи с тем, что пластич-
ность литой стали выше в направлении осей дендритов.
Отсюда следует важный вывод, что при совпадении осей
кристаллитов с направлением прокатки резко повыша-
ется пластичность металла в слитках и уменьшаются
энергосиловые затраты на деформацию.
Выплавка слитков с регулируемым охлаждением поз-
воляет получить расположение осей столбчатых крис-
таллов, параллельные оси слитка. В частности, при
электрошлаковой переплаве можно добиться незначи-
тельного отклонения осей кристаллов от продольной оси
слитка.
Изменение структуры литого металла после пласти-
ческой деформации приводит к тому, что механические
свойства сталей при 20 °C заметно улучшаются. По до-
стижении определенной степени деформации возраста-
ют пределы прочности, текучести, ударная вязкость, от-
504
носительное удлинение и сужение. Улучшение свойств
связано с разрушением литой структуры, уплотнением
металла, измельчением структурных единиц (зерен,
включений второй фазы), уменьшением степени хими-
ческой неоднородности. Например, после прокатки слит-
ков двухфазной стали Х21Н5Т массой 14,7 т в слябы с
суммарным, обжатием около 85% механические свойства
стали при 20 °C становятся однородными независимо от
направления. При этом предел прочности на 200 МПа
больше, чем для литой стали. Относительное-удлинение
повышается от 10—16 до 25—20%, а ударная вязкость —
от 150—210 до* 800—1100 кДж/м2. При этом микрострук-
тура слябов более дисперсна, чем слитков.
Рассмотрим другой пример. При 20 °C, а также тем-
пературном интервале 800—1200 °C ударная вязкость,
относительное удлинение и поперечное сужение стали
Р18 увеличиваются после ковки в несколько раз. На-
пример, при 1000 °C ударная вязкость повышается от
120 до 720 кДж/м2, а относительное удлинение от 15 до
38% и сужение от 12 до 70%.
Быстрорежущие стали, содержащие в литом состоя-
нии большое количество эвтектической составляющей,
образующей хрупкую сплошную сетку, склонны к повы-
шению пластичности в связи с дроблением этой сетки и
уменьшением карбидной неоднородности в процессе де-
формации. Известны случаи, когда пластичность дефор-
мированных металлов выше, чем литых, в любом диа-
пазоне температур испытаний.
Некоторые общие закономерности при деформации
слитков следующие:
1. Существенное влияние метода выплавки: литая
сталь электрошлакового переплава по пластичности ма-
ло отличается от деформированной.
2. По мере увеличения легированности твердого рас-
твора различие в пластичности литого и деформирован-
ного сплава возрастает.
3. Повышенное гидростатическое давление (напри-
мер, экструзия) уменьшает минимальную степень дефор-
мации слитка, необходимую для обеспечения оптималь-
ной деформируемости. Ориентировочно эта степень де-
формации определяется 3—10-кратной вытяжкой. Для
некоторых сталей и сплавов с развитой сеткой второй
фазы вытяжка должна быть 20-кратной и более.
4. С увеличением габаритов (массы) слитка влияние
32—790
505
предварительной его деформации на пластичность воз-
растает.
5. Степень увеличения показателей пластичности раз-
лична при разных методах испытаний. Меньше всего она
при прокатке на клин литых и деформированных сталей,
больше — при более чувствительных испытаниях на
растяжение и особенно на кручение. При динамических
испытаниях (например, на ударную вязкость) различие
в пластичности образцов деформированных и литых
сплавов особенно велико.
Пластичность двухфазных и многофазных сплавов
ниже пластичности однофазных сплавов. Однако из это-
го общего правила имеются исключения. В частности,
такие факторы, как степень дисперсности структуры, ско-
рость деформации и температура, при правильном их
выборе могут привести к противоположному результату.
В этом случае двухфазные сплавы проявляют свойства
сверхпластичности (см. гл. XVI).
В реальных производственных условиях при доста-
точно крупнозернистой структуре и высоких скоростях
деформации наличие двухфазной структуры всегда сни-
жает пластичность металла.
Углеродистые стали со структурой зернистого перли-
та имеют заниженную пластичность в двухфазном интер-
вале температур. Пластичность повышается до максиму-
ма в точке Асг, что связывают с развитием рекристалли-
зации. В двухфазной области а+у пластичность снова
падает до минимума и резко возрастает после перехода
в область аустенита в доэвтектоидной стали. Пластич-
ность эвтектоидной сравнительно крупнозернистой стали
начинает повышаться после завершения превращения в
интервале Aci. При очень мелкозернистой структуре в
двухфазном состоянии возможно повышение пластично-
сти.
Горячая деформация углеродистых сталей в интерва-
ле низких температур (700—900 °C) может способство,-
вать появлению структурной неоднородности, оказывав
ющей влияние на свойства.
Наличие второй фазы может понижать деформируе-
мость высокопластичных в горячем состоянии материа-
лов, ^какими являются электротехнические стали с со-
держанием кремния менее 4,5%. Например, трансформа-
торная сталь с 3% Si Является однофазной только при
содержании <0,02% С. При содержании .углерода около
506
0,05 % в трансформаторной стали в интервале 1000—
1250 °C не менее 20—30% аустенита. В этих условиях
нарушается сплошность стали при прокатке. Аналогич-
ное действие оказывают и другие аустенитообразующие
элементы, например марганец. Сера и кислород — вред-
ные примеси в сплавах Fe—Si. Кремнистые стали более
чувствительны к содержанию серы, чем чистое железо,
так как кремний снижает ее растворимость в железе.
Даже если в стали содержится около 0,02% S, то при
охлаждении по границам зерен выделяются сульфиды
железа. Сульфидные эвтектики переходят в жидкое со-
стояние при температуре выше 988 °C. С повышением
содержания кислорода в стали закись железа дополни-
тельно снижает температуру плавления сульфидной эв-
тектики, понижая границу красноломкости.
Марганец, с одной стороны, являясь аустенитообра-
зующим элементом, с другой — повышает температуру
плавления сернистых эвтектик, препятствуя развитию
красноломкости. При содержании десятых долей процен-
та марганца растворимость серы в железе понижается в
десятки раз. Подобно марганцу, но в меньшей степени
действуют и другие элементы (хром, титан, цинк, берил-
лий). Никель, кобальт и молибден снижают температу-
ру плавления сернистой эвтектики и в этом отношении
являются вредными элементами в кремнистой стали.
Типичными представителями двухфазных сплавов
являются хромоникелевые нержавеющие стали с 0,08—
0,12% С, изменяющие пластичность в зависимости от
химического и фазового состава.
В аустенитных сплавах системы Fe—Сг—Ni измене-
ние абсолютного содержания хрома (в пределах 13—
22%) и никеля (5—18%) не оказывает существенного
влияния на сопротивление деформации и пластичность,
если при этом соблюдается постоянство отношения
Сг: Ni.
Увеличение отношения Сг : Ni сопровождается уве-
личением количества феррита и падением сопротивления
деформации, которое для чисто ферритных сталей при
800—1200 °C в три—пять раз меньше, чем аустенитных.
Зависимость пластичности нержавеющих сталей от
фазового состава представляет собой кривую с мини-
мумом, наиболее вероятное положение которого при 30—
50% феррита. Максимальной пластичностью обладают
чисто ферритные стали. При испытаниях на кручение
32*
507
они имеют более высокие свойства (в три—пять раз),
чем феррито-аустенитные (рис. 269).
В результате введения других легирующих элементов
(кроме никеля и хрома) повышается сопротивление де-
формации и изменяется пластичность в соответствии с
фазовым составом.
Несмотря на различие типов стали, использованных
разными исследователями, кривые пластичности весьма
сходны (см. рис. 269). На этом графике за единицу при-
0 40 ' во
Феррит,7°
Cr3/fg - % Сг+% Мо+1,5- % Si+0,5- 7„ Nb
Рис. 270. Диаграмма Шеффлера
для определения фазового состава
Рис. 269. Влияние фазового состава
нержавеющих сталей на результа-
ты испытаний на кручение при
1000 °C по данным М. И. Синель-
никова (/); В. М. Юфарова и
И. Г. Рейко (2); Жидека (3)
пята максимальная пластичность, полученная у сталей
каждой группы.
Соотношение фаз во многом зависит от химического
состава стали и отношения содержания ферритообразу-
ющих элементов к аустенитообразующим. Для опреде-
ленной марки стали, химический состав которой регла-
ментирован ГОСТом, возможно получение различного
соотношения фаз. Поэтому уменьшение содержания
аустенита в ферритных и феррито-аустенитных сталях с
использованием выплавки заданной стали в суженных по
сравнению с ГОСТом диапазонах по химическому соста-
ву (выплавке по суженному химическому составу) — од-
на из практических мер повышения пластичности. Для
определения фазового состава по химическому составу
стали (сплава) можно использовать диаграмму Шеф-
флера (рис. 270). Для расчета эквивалентов хрома (фер-
508
ритообразующих) и никеля (аустенитообразующих)
можно рекомендовать формулы Шеффлера: Сгэкв=Сг+
+Мо+1,5 Si+0,5Nb; Ni3KB=Ni+30 С+0,5 Мп или бо-
лее уточненные формулы: Сгэкв=Сг+Мо+1,5 Si+
+0,5 Nb+3,5 Ti+V+W; Ni3KB=Ni+30 С+0,5 Mn+0,5 Со.
В этих формулах под Сг, Мп, W и т. п. подразуме-
вается их содержание, %.
Приведенные материалы еще раз свидетельствуют о
сильной взаимосвязи химического состава сплавов с их
структурой и необходимости учета совместного их влия-
ния.
Размер зерна оказывает большое влияние на меха-
нические свойства металлов и сплавов. Уменьшение ве-
личины зерна приводит к повышению характеристик
пластичности с одновременным ростом прочностных ха-
рактеристик при 20 °C (см. гл. V).
При высоких температурах влияние величины зерна
на пластичность и сопротивление деформации изучено
недостаточно. Однако установлено1, что и при высоких
температурах отмеченная выше тенденция сохраняется,
т. е. сопротивление деформации и пластичность умень-
шаются с ростом величины зерна, причем с повышением
температуры пластичность сталей 000X28 (0,02% С) и
Х28 (0,1% С) повышается независимо от величины зер-
на (рис. 271, а). Наоборот, для кремнистой стали су-
щественное различие в пластичности установлено для
800 °C (рис. 271,6), которое нивелируется при более вы-
соких температурах, причем с повышением температуры
пластичность более мелкозернистой стали уменьшается,
что можно объяснить ростом размера зерен при нагреве
однофазной кремнистой стали в диапазоне температур
800'—1000 °C. Рост зерен с повышением температуры для
двухфазных сталей затруднен и поэтому в них наблюда-
ется увеличение пластичности с ростом температуры за
счет развития диффузионных процессов, увеличения чис-
ла систем скольжения и механйзмов пластической де-
формации. Однако для хромистых сталей наряду с рос-
том пластичности при уменьшении величины зерна
наблюдается аналогичное уменьшение сопротивления де-
формации, что связано с проявлением эффекта сверх-
пластичности, так как при повышенной температуре эти
стали (000X28 и Х28) являются по существу двухфазны-
ми с наличием устойчивой твердой о-фазой. Поэтому не
случайно, что влияние величины зерна на пластичность
509
более заметно проявляется на нержавеющих сталях с
примерно одинаковым содержанием фаз.
Таким образом, при оценке влияния величины зерна
на пластичность и сопротивление деформации заметное
вОО ОО010001100°C ВО О ОО010001100°с
Рис. 271. Влияние температуры дефор’
мации и величины зерна (цифрами у
кривых обозначено среднее число зе-
рен на 1 мм2) для сталей 000X28 (штри-
ховые кривые) и Х28 (сплошные кри-
вые) (а), а также стали с 3 % Si (б)
влияние оказывает фазо-
вый состав. Поэтому если
для однофазных сталей
при 800—1000° С умень-
шение величины . зерна
аналогично по действию
при комнатной темпера-
туре, т. е. пластичность и
сопротивление деформа-
ции увеличиваются, то
для двух- и многофазных
систем характерно сни-
жение сопротивления де-
формации и увеличение
пластичности.
Разнозернистость при-
водит к повышению не-
созданию дополнительных
равномерности деформации,
полей напряжений, что снижает пластичность при ком-
натной и высоких температурах.
3. ВЛИЯНИЕ НА ПЛАСТИЧНОСТЬ
ТЕМПЕРАТУРНО-СКОРОСТНЫХ УСЛОВИЙ ДЕФОРМАЦИИ
Влияние температуры и скорости деформации на пла-
стичность металлов и сплавов необходимо рассматривать
совместно в силу существования конкурирующих про-
цессов упрочнения и разупрочнения.
В связи с этим не следует ожидать каких-либо про-
стейших зависимостей пластичности от температуры и
скорости деформации. Результаты эксперимента под-
тверждают, что эти зависимости весьма сложны: с повы-
шением скорости или температуры деформации в зави-
симости от ряда фактов пластичность может в одних
случаях повышаться, в других уменьшаться или оста-
ваться неизменной. Однако для чистых металлов наблю-
даются общие тенденции увеличения пластичности с. по-
вышением температуры вследствие развития разупроч-
няющих процессов, увеличения числа систем скольжения
и вообще количества механизмов пластической деформа-.
510
ции, С увеличением скорости деформации конкурирую-
щие с разупрочнением процессы упрочнения начи-
нают превалировать и для чистых металлов следует ожи-
дать снижения пластичности.
Металлы и сплавы технической чистоты, как правило,
имеют более сложные зависимости пластичности от тем-
пературы и скорости деформации. Несколько конспек-
тивное изложение материала, относящегося к этому раз-
делу, связано с тем, что пластичность и сопротивление
деформации в известной степени взаимосвязаны, по-
этому, чтобы избежать повторений, дается краткий об-
зор, но относящейся только к пластичности. Физические
механизмы при этом одинаковы, поэтому данный раздел
необходимо рассматривать в совокупности с влиянием
температурно-скоростных условий деформирования на
сопротивление деформации.
НИЗКОТЕМПЕРАТУРНАЯ («ХОЛОДНАЯ») ПЛА-
СТИЧЕСКАЯ ДЕФОРМАЦИЯ. При комнатной темпе-
ратуре и вплоть до температур начала рекристаллиза-
ции 9^0,34-0,4 для чистых металлов и 0^0,5 для спла-
вов при скоростях деформации 10~4—10~3 с-1 преоблада-
ющим механизмом пластической деформации является
скольжение.
Для многих металлов и сплавов с о. ц. к. решеткой
в этой области существует узкий температурный интер-
вал, в котором пластичность резко падает, часто до ну-
ля (температура хрупкого перехода). Увеличение сте-
пени загрязнения металла примесями и рост величины
зерна смещают хрупкий переход в Fe, W, Мо, Сг и их
сплавах в область более высоких температур. Пониже-
ние температуры и увеличение скорости деформации
вызывают уменьшение числа систем скольжения и воз-
растание роли деформации двойникованием в ущерб
скольжению с резким снижением пластичности. Повыше-
ние температуры в область теплой деформации приводит
к смене механизма двойникования механизмом скольже-
ния и увеличению пластичности. Аналогично ведут себя
металлы с гексагональной решеткой. Металлы с г. ц. к.
решеткой не охрупчиваются даже при низких (отрица-
тельных) температурах.
В области хрупкого перехода становится практичес-
ки целесообразным снижение скорости холодной пласти-
ческой деформации, если порог хладноломкости дефор-
мированного металла (сплава) лежит вблизи комнатной
511
температуры. При малых скоростях деформации порог
хладноломкости смещается в область более низких тем-
ператур. Если температурный порог хладноломкости
превышает комнатную температуру (температуру цеха),
повышение деформируемости может быть достигнуто
увеличением скорости деформации. Интенсификация
единичных обжатий при этом будет способствовать по-
вышению пластичности вследствие повышения темпера-
туры за счет тепла деформации. Этот прием используют
на практике при холодной прокатке трансформаторной
стали, за счет интенсивных обжатий на высокоскорост-
ных станах, приводящих к повышению температуры про-
катываемой полосы до 100—300 °C. В этом случае удает-
ся «перескочить» порог хладноломкости, который при
высоких скоростях деформации для этой стали лежит
ниже 100 °C.
СРЕДНЕТЕМПЕРАТУРНАЯ («ТЕПЛАЯ») ПЛАСТИ-
ЧЕСКАЯ ДЕФОРМАЦИЯ. Верхняя граница этой обла-
сти—температура начала рекристаллизации. До этих
температур основной механизм пластической деформа-
ции — внутризеренное скольжение. Характерные при-
знаки для высокотемпературных механизмов деформа-
ции — диффузионные механизмы, межзеренное проскаль-
зывание и т. д. — появляются обычно выше температуры
начала рекристаллизации на 100—200°С (для стали).
Увеличение скорости деформации смещает границу вы-
сокотемпературных механизмов в область более высоких
температур, например для сталей обнаруживаются яв-
ные признаки высокотемпературных механизмов дефор-
мации при 500—600° С и е=10_6-7-10-5 с-1, в то время
как при б=10-3-?10~2 с-1 эта граница смещается- до
1000° С. Высокотемпературная деформация молибдена
начинается с 1000° С при s=10-M-10~5 с-1, а при в*=
,= 10~3 с-1 эта температура повышается до 1200° С. Осо-
бенно заметно повышение пластичности в диапазоне тем-
ператур теплой деформации для металлов с о. ц. к. ре-
шеткой; повышение скорости деформации приводит к ее
снижению. Могут быть отклонения от этого правила для
сплавов с г. п. у. и о. ц. к. решетками, что связано с на-
личием фазовых превращений»
В температурном интервале «теплой» деформации .
часто наблюдается деформационное старение, сопровож-
дающееся ростом сопротивления деформации и снижен
нием пластичности. Деформационное старение наблюда-
ется у сталей при температуре около 400 °C («синелом-
кость») и у тугоплавких металлов, особенно с повыше-
нием содержания кислорода, азота, углерода. Упрочне-
ние и падение пластичности связаны с выпадением вы-
сокодисперсных частиц — соединений этих элементов и
проявляются при скоростях деформаций е=10~3 с-1.
С повышением скорости деформации дисперсионное твер-
дение не успевает развиться, уменьшения пластичности
не наблюдается.
Пластическая деформация сталей и сплавов на ос-
нове железа и никеля на современных скоростных про-
катных станах заканчивается при температурах ниже
800—950 °C, т. е. фактически происходит «теплая» пла-
стическая деформация с характерными признаками мно-
жественного внутризеренного скольжения с подавлением
рекристаллизационных процессов. В данном случае на-
блюдается повышенная пластичность, так как темпера-
турная зависимость пластичности характеризуется по-
вышением пластичности задолго до температуры начала
рекристаллизации. Это особенно заметно для металлов
с г. п. у. решеткой (бериллий, магний) и объясняется об-
легчением сдвига по небазисным плоскостям. При этом
двойникование подавляется облегченным скольже-
нием.
Повышение температуры в области теплой пласти-
ческой деформации практически не влияет на пластич-
ность металлов с г. ц, к. решеткой (медь, никель, алю-
миний и др.). Это связано с практически мало изменя-
ющимся числом систем скольжения и интенсивным раз-
витием внутризеренной деформации еще при низких
температурах. Поэтому температурный эффект повыше-
ния пластичности в данном случае незначителен, а уве-
личение скорости деформации несущественно снижает
пластичность в этом температурном диапазоне.
Эффект повышения пластичности при 0=0,2-^0,5 за
счет адиабатического1 разогрева деформируемого метал-
ла значительно меньше, чем в низкотемпературной об-
ласти в связи с меньшим тепловыделением.
ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНАЯ («ГОРЯЧАЯ») ПЛА-
СТИЧЕСКАЯ ДЕФОРМАЦИЯ. Дальнейшее повышение
температуры сопровождается ростом пластичности. Од-
нако в пределах диапазона 0=O,5-i-O,8 в более узком
температурном интервале для каждого конкретного ме-
513
512
талла наблюдается резкое снижение пластичности с чет-
ко выраженным межкристаллитным характером разру-
шения. Такое резкое снижение пластичности при темпе-
ратурах выше температуры рекристаллизации получило
название красноломкости и характерно для железа, ни-
келя, вольфрама, молибдена, ниобия, меди, магния, бе-
риллия и их сплавов, для нержавеющих и других ста-
лей. Для тугоплавких металлов (молибдена, вольфрама
и др.) установлена корреляция между этим снижением
пластичности и завершением первичной рекристаллиза-
ции, в силу чего само явление часто называют рекри-
сталлизационной хрупкостью (см. гл. IX). Краснолом-
костью обладают металлы и сплавы, содержащие срав-
нительно большое количество примесей: кислорода, азо-
та, водорода, углерода. Критическое количество приме-
сей, вызывающее красноломкость, различно' для различ-
ных металлов: для стали с 0,3% С содержание кислоро-
да должно быть менее 0,04%, серы — менее 0,01%; для
бескислородной меди суммарное содержание примесей
не должно превышать 0,02%, а для молибдена и воль-
фрама — тысячные доли процента.
Красноломкость обусловлена сегрегацией по грани-
цам зерен различных соединений: легкоплавких (оксиды,
сульфиды) соединений и легкоплавких металлов (свинец,
олово, сурьма); хрупких (карбиды, нитриды и т. п.).
Характер разрушения в том и другом случае одина-
ков; механизм влияний — различный. Сегрегация приме-
сей — процесс диффузионный, поэтому факторы, облег-
чающие диффузию, способствуют красноломкости. В си-
лу этого одной из причин рекристаллизационной хрупко-
сти могут, видимо, служить вакансии, образующиеся на
стадии первичной рекристаллизации (см. гл. VII).
Сегрегация легкоплавких соединений способствует
оплавлению границ и понижению их прочности по срав-
нению с телом зерна. Разрушение происходит с образо-
ванием блестящей оплавленной поверхности. Такие яв-
ления наблюдаются, например, в сталях.
Хрупкие соединения являются причиной «краснолом-
кости» тугоплавких металлов и сплавов. Твердые хруп-
кие соединения затрудняют межзеренное скольжение,
непрерывность деформации-вдоль границ зерен наруша-
ется (вследствие снижения аккомодации за счет внутри-
зеренной деформации) с последующим межзеренным
разрушением.
514
Увеличение скорости деформации от 8=10-5 с-1 до
10-1—10° с-1 подавляет проявление «красноломкости»
(рис. 272), что связано с подавлением термически акти-
вируемых диффузионных процессов, контролирующих
межзеренное разрушение, и снижением вклада зерно-
граничной деформации в общую деформацию металла.
При малых скоростях деформации и температурах, соот-
ветствующих минимуму пластичности в интервале крас-
О,вт/тпл
Рис. 272. Влияние скорости дефор-
мации на пластичность металлов,
склонных к красноломкости; е3>
>e2>fii — разные скорости дефор-
мации
Рис. 273. Пластичность (число обо-
ротов и при кручении) стали
Х23Н18,, выплавленной с раскисле-
нием силикокальцием (/), с добав-
кой бора (2) и ферротитана (3), а
также по обычной технологии (4)
ноломкости (см. рис. 272), развита интенсивная мигра-
ция под напряжением атомов примесей. Примеси сегре-
гируют по границам зерен, способствуя межзеренному
разрушению.
Для некоторых металлов «красноломкость» не на-
блюдается, что связано с повышением растворимости
примесей внедрения в твердом растворе. Более сущест-
венный фактор — миграция границ зерен, препятствую-
щая росту зернограничных трещин. Иногда (для железа,
никеля и их сплавов) повышение скорости деформации
от 10-4 до 10-2 с-1 не ликвидирует «красноломкость», а
только смещает интервал заниженной пластичности в
зону более высоких температур (на 200—250 °C).
Снижение содержания вредных примесей, обуслов-
ливающих «красноломкость», или устранение их. вредно-
го влияния с помощью химически активных модифици-
515
рующих добавок (цирконий, церий, бор и др.) — один из
способов устранения этого вредного явления. Бор, на-
пример, в количестве 0,002% повышает пластичность
(рис. 273) нержавеющей стали в интервале 800—1100р С.
Бор связывает примеси внедрения с образованием мел-
кодисперсных частиц, располагающихся по границам
зерен.
В диапазоне температур 0=0,64-0,85 (для сталей
800—1200 °C) кривые пластичности имеют максимум
(рис. 273). После достижения максимума' пластичность
падает вследствие перегрева (чрезмерного роста зерна),
а при дальнейшем повышении температуры — вследствие
пережога (окисления по границам зерен). В этом же
температурном интервале при е= 10~3-j-10-4 с-1 (для
хромоникелевых сплавов 8=10_24-10-1 с-1, для стали
01Х18Н10Т 8=10° с-1) кривые зависимости пластично-
сти от скорости деформации также имеют максимум.
Дальнейшее повышение скорости приводит к снижению
пластичности, что связано с подавлением диффузионных
процессов.
Несмотря на то что зависимость пластичности от тем-
пературы и скорости деформации носит весьма сложный
характер, можно установить следующие основные зако-
номерности в реальном для процессов ОМД диапазоне
скоростей деформации 8=10~34-102 с-1 (рис. 274).
Повышение температуры в области 0>О,9 резко
уменьшает деформируемость металла (перегрев и пере-
жог). Увеличение скорости деформации сталей и спла-
вов, имеющих высокое сопротивление деформации, мо-
жет сыграть отрицательную роль, так как незначитель-
ное повышение температуры под влиянием тепла дефор-
мации способствует оплавлению легкоплавких состав-
ляющих по границам зерен и разрушению (рис. 274, а) .
На микрошлифах, соответствующих этой области, видны
по границам зерен следы легкоплавких эвтектик и внут-
реннего окисления (пережог).
Температурные границы области высокой пластич-
ности (0,7—0,9) Гпл Для некоторых сплавов, в частности
дисперсионно твердеющих на основе никеля, возможны
более узкие пределы. Большинство сталей в этом интер?
вале имеет высокие характеристики пластичности при
различных скоростях деформации. В пределах этого ин-
тервала проявляется «изотермическая» сверхпластич-
516
ность двух- и многофазных сталей и сплавов. Для этих
мелкозернистых материалов характерно уменьшение
пластичности с увеличением скорости деформации от
10-3 до 101 с-1 при испытаниях на растяжение. Это
уменьшение заканчивается на сравнительно высоком
уровне и не приводит к существенной потере деформи-
руемости (см. рис. 274, б, кривая 2).
Пластичность литых и крупнозернистых сталей и
сплавов может несколько повышаться с увеличением
Рис. 274. Схема влияния скорости деформации на пластичность металлов и
сплавов при различных гомологических температурах:
а — Т/Тп^0,9-, б — 0,5-0,9; в — 0,2—0,5; г — 0-0,5;
/ — адиабатический разогрев; 2 — сверхпластичные материалы; 3, 4 — высоко-
пластичные стали и сплавы высокой чистоты с мелким зерном, не склонные
к красноломкости; 5 — металлы и сплавы, склонные к красноломкости; 6 —
дисперсионное упрочнение в области теплой деформации; 7, 8 — металлы и
сплавы с г. ц. к. и о. ц. к. решетками соответственно
рактерной для этого интервала должна быть кривая с
максимумом зависимости от скорости деформации, т. е.
кривая 3 на рис. 274, б. Положение максимума смещает-
ся к большим скоростям деформации по мере уменьше-
ния размеров зерна.
В области красноломкости (0,5—0,8) Тал пластич-
ность чистых, мелкозернистых и модифицированных ста-
лей и сплавов высока и мало изменяется при увеличении
скорости деформации (см. рис. 274,6, кривая 4).
Крупнозернистые стали и сплавы технической чисто?
ты характеризуются красноломкостью, сопровождаю-
щейся развитием зернограничных трещин в тройных
точках. Повышение скорости деформации несколько уве-
личивает пластичность таких сталей (см. рис. 274, б, кри-
вая 5) и препятствует развитию зернограничного разру-
шения.
В области «теплой» деформации 0=0,24-0,5 преобла-
дает внутризеренное скольжение и для нее характерно
резкое повышение пластичности сталей и сплавов с
517
приближением температуры деформации к верхней гра-
нице. Пластичность увеличивается с ростом скорости де-
формации в случае адиабатического разогрева при
очень высоких скоростях деформации (см. рис. 274, в,
кривая 1) или в сплавах и металлах с дисперсионным
упрочнением при меньших скоростях (см. рис. 274, в,
кривая 6).
В области холодной деформации 0=О-?О,2 наблюда-
ются явления, сходные с характерными для области
теплой деформации. Различие заключается в том, что
разогрев образцов при высоких скоростях деформации
может проявляться в большей степени (см. рис. 274, г,
кривая 1). Снижение пластичности металлов и сплавов
с о. ц. к. решеткой с увеличением скорости деформации
аналогично происходящему в области «теплой» дефор-
мации вследствие замены механизма скольжения двой-
никованием, но более сильное (см. рис. 274, г, кривая 8).
Падение пластичности металлов с г. ц. к. решеткой с
увеличением скорости деформации выражено слабее
(см. рис. 274, г, кривая 7).
4. ЗАВИСИМОСТЬ ПЛАСТИЧНОСТИ
ОТ СХЕМЫ НАПРЯЖЕННОГО СОСТОЯНИЯ
Положительное влияние гидростатического давления на
пластичность металлов и сплавов, а также дислокацион-
ные механизмы зарождения трещин под давлением бы-
ли рассмотрены в гл. XII. Было отмечено, что положи-
тельный эффект давления заключается в уменьшении
растягивающих напряжений, приводящих к образованию
трещин, и критического напряжения распространения
трещин.
При деформации промышленных металлов и сплавов
положительная роль гидростатического давления ( все-
стороннего сжатия) возрастает: 1) гидростатическое
давление затрудняет межкристаллитную деформацию,
способствующую хрупкости; 2) происходит дополнитель-
ное уплотнение металла за счет «залечивания» микро-
и макродефектов и макропор, возникающих в процессе
пластической деформации. «Залечиваются» также де-
фекты, полученные в результате литья или предшествую-
щей пластической деформации (трещины, каверны, мак-
ропоры); 3) исключается и подавляется отрицательное
влияние различных включений и фаз, выполняющих роль
518
концентратов напряжений при пластической деформа-
ции; 4) повышается пластичность наиболее хрупких со-
ставляющих, в частности интерметаллидов; 5) снижает-
ся или полностью устраняется вредное влияние легко-
плавких эвтектик.
С повышением гидростатического давления наблю-
даются сдвиги в положении температуры фазовых пере-
ходов. Общая закономерность заключается в том, что1 с
повышением давления облегчаются фазовые превраще-
ния, сопровождающиеся уменьшением удельного объема,
и затрудняются превращения, сопровождающиеся уве-
личением удельного объема. Например, в сплавах, си-
стемы Fe—Сг образование ст-фазы происходит при 815 °C;
с увеличением давления температура а—ст-перехода по-
вышается, может изменяться растворимость и даже
трансформироваться диаграмма состояния. В частности,
диаграмма состояния системы непрерывных твердых
растворов может с увеличением давления трансфор-
мироваться в диаграмму эвтектического типа, и на-
оборот.
Из вышеизложенного следует, что степень зависимо-
сти пластичности от схемы напряженного состояния для
различных металлов и сплавов будет различной в зави-
симости от типа кристаллической решетки, наличия при-
месей, фазового состава, температуры и скорости де-
формации, структуры и ряда других факторов, воздей-
ствующих на пластичность. Однако независимо от степе-
ни влияния гидростатического давления на пластич-
ность металла (сплава) пластичность увеличивается с
алгебраическим уменьшением шаровой части тензора
напряжения, т. е. с уменьшением величины k=ojT — ко-
эффициента жесткости схемы напряженного состояния.
В связи с этим для установления количественной связи
пластичности с величиной k (или для построения диаг-
рамм Ар—fe) не обязательно проводить испытания в ка-
мерах высокого давления. Достаточно знать величины
Ар при растяжении (fe=l :]/3), кручении (fe=0) и сжа-
тии (k=—1: ]/3).
Феноменологическая теория разрушения не предпо»
лагает наличия единого критерия напряжения или де-
формации (см. гл. XII) и основана на необходимости
разработки критерия, учитывающего историю деформи-
рования е(т), напряженное состояние и его изменение
во времени fe(r).
519
Применительно к процессам обработки давлением,
которые характеризуются сложными функциональными
зависимостями е(т), е(т) и £(т), наиболее приемлемой
является феноменологическая теория разрушения
Г. А. Смирнова-Аляева и В. Л. Колмогорова. В основу
этой теории положены известные факты. Рассмотрим их:
1. Процесс пластической деформации сопровождает-
ся пластическим разрыхлением металла за счет увели-
чения плотности дислокаций на начальных стадиях пла-
стического деформирования с последующим образова-
Рис. 275. Изменение удельного объема стали У8 при во-
лочении проволоки (а) и зависимость числа пор от де-
формации (б):
1 — диаметр проволоки 2,5 мм; 2 — 5 мм
нием микропор и микротрещин. Наблюдается монотон-
ное увеличение объема с ростом величины пластической
деформации (рис. 275).
2. Одновременно с пластическим разрыхлением про-
исходит «залечивание» дефектов. Повышение темпера-
туры и развитие диффузионных процессов, включая
миграцию границ зерен, динамический отдых и рекри-
сталлизацию, гидростатическое давление, стимулируют
заваривание дефектов.
3. Высокое гидростатическое давление, не сопровож-
даемое пластической деформацией, не устраняет дефек-
ты в металле. Влияние пластической деформации объяс-
няется сближением берегов трещин и усилением диф-
фузионных процессов (коэффициент диффузии повыша-
ется на несколько порядков) вследствие сильных иска-
жений у берегов трещин, что увеличивает интенсивность
залечивания дефектов.
520
4. Период накопления дефектов и пластического раз-
рыхления с образованием микропор и микротрещин —
наиболее продолжительный период деформирования до
образования трещины Гриффитса критических размеров.
Этому периоду соответствует деформация еь Второй пе-
риод деформирования, связанный с распространением
трещины,— менее продолжителен во времени. Он харак-
теризуется величиной ец=ер—8ь где ер — деформация
в момент разрушения. Распространение трещины Гриф-
фитса происходит с большими скоростями и величина
8ц не успевает накопиться, так что 8i3>8n и можно при-
нять, что 8Р«е.1, т. е. деформация разрушения определя-
ется первым периодом.
В соответствии с вышеизложенным считают, что сте-
пень деформации .которую претерпел элементарный объ-
ем в окрестности материальной точки к моменту пре-
дельного «разрыхления» и начала образования трещи-
ны Гриффитса критического размера, равна Лр. Прира-
щение дефектности металла dipi будет тем больше, чем
больше приращение деформации dA=Hdr и меньше ве-
личина Лр, и, таким образом,
dip = ci (Hdr/Ap),
где Ci — коэффициент, характеризующий интенсивность
пластического1 «разрыхления» или интенсивность роста
дефектности (поврежденности). В частности, для данных,
представленных на рис. 275, а, величина ci«const для
кривой 1 С1=С1(ц) или С1=С1(Л) для кривой 2.
При холодной деформации возможно залечивание
дефектов (пор, рыхлости, микротрещин) и тем эффек-
тивнее, чем выше степень деформации, и, естественно,
тем медленнее, чем выше предел пластичности металла,
т. е. чем больше Лр. Поэтому уменьшение дефектности в
приращениях можно записать в виде
dip2 = —с2 =—с2 (Hdr/Ap),
Лр
а итоговый результат
dty = + dty2 = (Ci — c2) . - (186)
Лр
Однако c2=c2(А), так как чем больше гидростатическое
давление, тем эффективнее залечивание.
33—790
521
Учитывая, что Н=Н(т), т. е. изменяется во времени,
а Ар=Ар(£) и k=k(x), формула (186) имеет вид
<Ц> = [С1 (Л) - с2 (ЭД (т) = В (т) Н . (187)
Лр [fe (т)] Лр [fe (т)]
При горячей пластической деформации происходит
залечивание дефектов за счет рекристаллизации и диф-
фузионных процессов, в связи с чем величина с?ф в вы-
ражении (187) уменьшается и тем интенсивнее, чем
дальше отстоит момент времени t от т. При H=constH
0=const это уменьшение можно учесть функцией на-
следственности E(t—т), изменяющейся от 1 для полной
«холодной» деформации до 0 при полной «горячей» де-
формации, и выражение (187) будет иметь вид
<^ф = £ (i - т) В (т) . (188)
Лр [fe (т)]
Целесообразность такой записи заключается в том, что
можно дать определение предела пластичности при го-
рячей деформации в виде
где при £Ц—т)=0 Лр=оо, что соответствует бесконеч-
но большой пластической деформации при полном про-
текании разупрочняющих процессов1 или для бесконечно
малого £ эффекту сверхпластичности.
Интегрированием выражений (187), (186) получа-
ют величину ф — степень использования ресурса пла-
стичности для холодной деформации и условие дефор-
мирования без разрушения при ф<1:
t
ф = J В (т)
о
Н (т) dx
Лр [fe (т)]
(190)
1
1 При «горячей» пластической деформации с одного нагрева до-?
стигаются вытяжки ц«510 (проволочный стан) и степени деформа-.
ции Л — Кз In « 11 > Лр , т. е. значительно выше значения Лр,
определяемого высокотемпературными испытаниями.
522
и
Н (т) dr !
Лр [k (т)]
(191)
для горячей деформации.
При холодной пластической деформации для k=
=const, т. е. для монотонного процесса пластического
деформирования, и B=const из выражений (187) и (190)
имеем [учитывая, что Лр (fe) =const]
ф =в f — = В — . (192)
J Лр Лр
В момент разрушения ф=1 и из выражения (192) сле-
дует правило определения степени деформации при раз-
Рис. 276. Диаграммы Лр—k для различных материалов:
а — сталь (/ — сталь 20, 2— сталь 45, 3— ШХ15, 4 — ЗОХГСА; 5 — Х18Н10Т);
б — алюминиевые сплавы (/ — АВ, 2 — АМг2, 3 — Д1, 4 — Д16, 5 — АМг5В);
в — металлы (1 — Мо, 2 — Си, 3 — Zn, 4 — Be)
рушении в условиях простейших испытаний при fe=const.
Обычно fe=+const при растяжении изменяется от 0,577 до
+ 2,0 и более, при сжатии цилиндра от —0,577 до
(—0,2) 4-(+0,5), поэтому рекомендуется брать средние
значения fe за весь период испытания. Испытаниями при
растяжении, растяжении с концентратором (это позво-
ляет получить высокое значение fe=2-?3), растяжении
с кручением (0,6>fe>0), кручении (fe=0), сжатии (fe=
=—0,577), сжатии с наложенным гидростатическим
давлением (fe-<—0,577) получают диаграммы ЛР — fe
33*
523
Рис. 277. Диаграммы Лр— k—t °C для деформированных сталей
07Х19Н105СВ (а) и Р6М5 (б):
1 — центральная зона слитка; 2 — средняя зона слитка
700 900 1100 1300 °C 700 900 1100 °C
Рис. 278. Зависимость поглощения газов (а) и толщины окисной пленки
(б) циркония от температуры (время нагрева 15 мин) в различных
условиях:
1 — воздух; 2 — вакуум 26,6 МПа; 3 — гелий; 4 — вакуум 1,3 МПа; 5 —
вакуум 0,066 МПа
524
(рис. 276) при холодной и горячей (рис. 277) деформа-
ции.
Анализ диаграмм Лр—k позволяет сделать следую-
щие выводы:
1. С уменьшением величины k (ростом гидростати-
ческого давления или уменьшением шаровой части тен-
зора напряжений) предел пластичности Лр увеличива-
ется.
2. Интенсивность роста Лр с изменением k (чувстви-
тельность к схеме напряженного состояния) ' или вели-
чина dA.v/dk различна для разных металлов и сплавов,
3. В реальном диапазоне значений k=—1$5-т-2Д до-
стижимых при обработке давлением без наложения гидг
ростатического давления, величина Лр изменяется от 2
до 8 и более раз (рис. 277), что сравнимо с изменением
предела пластичности в зависимости от температуры
для допустимого температурного интервала горячей де-
формации (см. рис. 278).
5. ВЛИЯНИЕ ВНЕШНЕЙ СРЕДЫ
И ГЕОМЕТРИЧЕСКОГО ФАКТОРА
НА ПЛАСТИЧНОСТЬ МЕТАЛЛОВ И СПЛАВОВ
Внешняя среда может вызывать:
1) растворение в ней поверхностных слоев деформируемого те-
ла; 2) коррозию и окисление поверхностных слоев; 3) изменение
химического, фазового состава и структуры поверхностных слоев;
4) адсорбционное облегчение деформации.
Влияние последнего фактора описано в гл. XIII и все выводы
справедливы для пластичности лишь с той разницей, что снижению
сопротивления деформации будет соответствовать повышение плас-
тичности.
Отмечая важность перечисленных факторов, С. И. Губкин при-
водит следующие примеры.
При нагреве никеля и его сплавов в атмосфере, содержащей
серу, последняя диффундирует в 'металл и, образуя соединение
NisS2, способствуют охрупчиванию металла. Всего лишь 0,005 % S
достаточно для того, чтобы металл стал хрупким. Поэтому химиче-
ский состав в пламенных печах должен быть абсолютно чист по
сере.
При нагреве меди в восстановительной атмосфере недопустимо
содержание водорода, охрупчивающего медь.
Азот и кислород воздуха активно взаимодействует с тугоплав-
кими металлами, в связи с чем горячая деформация этих металлов
или затрудняется, или становится вообще невозможной из-за окис-
ления поверхностных слоев, газонасыщения и изменения их хими-
ческого состава,
Тугоплавкие металлы проявляют большую химическую актив-
ность при взаимодействии с кислородом, азотом, водородом и угле-
525
Таблица 15
Пределы растворимости примесей внедрения для некоторых
тугоплавких металлов после медленного охлаждения до 20 °C
Металл Содержание примесей. % (по массе)
н2 1 с 1 N. | 1 О.
Вольфрам . , Не обн.* 0,00001 0,00001 0,0001
Молибден . . 0,00001 0,0001 0,0001 0,0001
Ниобий . . . 0,9 0,1 0,03 0,1
Тантал . . . 0,4 0,07 0,1 0,02
Ванадий . . . 1,0 0,1 0,5 0,3
Хром .... 0,0001 0,0001 0,00001 0,00001
* Не образуется гидроидов и нитридов.
родом, образующими либо твердые растворы внедрения (если не
возникает состояние предельной растворимости), либо соединения
в виде карбидов, оксидов, нитридов и гидридов, что снижает пла-
стические свойства тугоплавких металлов.
Если содержание примесей внедрения не превышает предела
растворимости, тугоплавкие металлы пластичны при низких темпе-
ратурах, если содержание примесей выше этого предела — металлы
не пластичны. Как правило, предел растворимости С, Н2, N2, О2 для
тугоплавких металлов низкий (табл. 15).
Водород не охрупчивает вольфрам и молибден, снижает плас-
тичность ниобия и тантала. При содержании в ниобии 0,014 % Н2
наблюдается хрупкое разрушение при холодной деформации. Водо-
род не охрупчивает ниобий при 200 °C и выше вплоть до содержа-
ния 0,2 % (по массе).
При температуре выше 1000 °C для ниобия и 1200 °C для тай-
не пластичны. Как правило, предел растворимости С, Н2, N2, О2 для
вольфрама и молибдена, в качестве защитной атмосферы.
С азотом энергично взаимодействуют хром и ниобий. Охрупчи-
вающее воздействие азота на ниобий меньше, чем водорода, однако
пластичность азотсодержащего ниобия снижается: при холодной
прокатке показатели деформируемости снижаются с ростом содер-
жания азота с 75% [для Nb+0,003—0,22 % (по массе) N2] до 10 %
[Nb+0,73 % (по массе) N2],
Кислород при незначительном содержании (табл. 15) оказывает
сильное влияние на снижение пластичности вольфрама, молибдена, .
хрома за счет образования по границам зерен оксидов.
В вольфраме и молибдене кислород оказывает существенное
влияние на порог хрупкости. Например, при содержании в молибде-
не 0,0001—0,0006 % О2 порог хрупкости повышается от —60 °C до
+200 °C. Слитки молибдена, содержащие более 0,008 % (по массе)
кислорода, не куются, а хрупко разрушаются. При увеличении со-
держания кислорода в ниобии с 0,03 до 0,23 % пластичность умень-
шается: величина ф уменьшается с 65 до 36, а 6 — с 23 до 15 %.
Деформируемость при холодной прокатке ниобия достаточно высо-
кая (8 = 75 %) даже при содержании кислорода до 0,135 %.
При нагреве и деформации тугоплавких металлов на воздухе за
счет взаимодействия Н2, О2 и N2 воздуха поверхностные слои охруп-
чиваются из-за газонасыщения. Деформированные изделия или раз-
рушаются, или имеют пораженную трещинами и рванинами поверх-
ность. Поэтому деформацию тугоплавких металлов проводят в ва-
кууме, газозащитных средах или защитных оболочках.
Для предохранения металла от окисления в процессе нагрева
и деформации необходимо, чтобы парциальное давление газа не
превосходило упругости диссоциации окисла при данной темпера-
туре.
Для металлов, обладающих высокой упругостью диссоциации
окислов, возможно создать безокислительные условия деформации,
в относительно низком вакууме 13,3—1,33 МПа или в среде инерт-
ного газа соответствующей чистоты. К таким металлам относятся
вольфрам, молибден, рений, медь, никель (первая группа).
Термодинамические расчеты показывают, что безокислительные
условия деформации молибдена реализуются, например, при 1700 К
в вакууме глубиной 1,3 МПа.
Безокислительные условия горячей и теплой деформации нио-
бия, тантала, титана, циркония, ванадия, хрома (вторая группа) не
обеспечиваются при технически допустимом вакууме, так как они
обладают низкой упругостью диссоциации окислов. Однако анализ
кинетики окисления показывает, что при переходе к низкому ваку-
уму скорость протекания реакций окисления резко уменьшается.
Поэтому изменение глубины вакуума должно вызвать изменение
толщины и свойств окисной пленки на металле (см. рис. 278).
Изменение парциального давления активных газов влияет не
только на кинетику окисления металлов, но и определяет газонасы-
щение металлов или их дегазацию. Изменение содержания газов
приводит к изменению физико-механических свойств деформируемо-
го металла — пластичности, прочности, коррозионной стойкости и др..
Если концентрация газа в окружающей среде (в частности, к
вакууме) ниже его концентрации в металле, то наблюдается дегаза-
ция металла. Исключение газонасыщения и окисления металлов при
горячей деформации приводит к повышению пластичности. Напри-
мер, рений на воздухе хрупок при горячей деформации из-за нали-
чия красноломкости и не допускает какой-либо остаточной деформа-
ции. Этот рений удается прокатать в вакууме-с суммарным обжа-
тием 50 %. Повышение деформируемости при прокатке в вакууме
для некоторых металлов достигает 60—80 %, т.е. абсолютно хруп-
кие при деформации на воздухе металлы становятся вполне пластич-
ными при деформации в вакууме.
Для металлов второй группы газонасыщение не исключается
при любом технически допустимом вакууме (~1,33«10~3 МПа).„
однако вакуум подавляет скорость окислительной реакции, умень-
шает толщину окисного слоя (см. рис. 278), снижает газонасыщае-
мость металла и глубину газонасыщенного слоя (рис. 279). Это в?
свою очередь приводит не только к повышению пластичности в про-
цессе деформации, но и повышает пластичность металлов после го-
рячей обработки давлением (рис. 280), способствуя тем самым су-
щественному- улучшению эксплуатационных свойств: прочности,
пластичности, коррозионной стойкости и т. д.
Перечисленные металлы, проявляющие большую химическую
активность при взаимодействии с газами воздуха, оказывают влия-
ние на пластичность металлов и в том случае, если они находятся
526
527
в виде легирующих элементов. Например, при температуре 1300 °C
сталь 12Х21Н5Т обладает в 12—15 раз меньшей пластичностью
(рис. 281) при деформации на воздухе, чем при деформации в среде
защитного газа — аргона. В других сталях и сплавах такое воздей-
ствие газов воздуха менее заметное (например, для стали 45Г17ЮЗ).
Рис. 279. Изменение газонасыщен-
ности, регистрируемое твердостью
HV при нагреве циркония 1200 °C в
различных средах:
1 — воздух; 2 — гелий; 3 — вакуум
1,33 МПа; 4 — вакуум 0,013 МПа
Рис. 280. Изменение механических
свойств ниобия после прокатки при
1000 °C с различными обжатиями в
различных средах:
1 — воздух; 2 — гелий; 3 — вакуум
1,33 Па; 4 — вакуум 0,07 Па
Обжатие, %
Сильное влияние среды при деформации легированных сталей
и сплавов свидетельствует о необходимости дифференцированного
подхода к изучению пластичности поверхностных (окисляемых) и
внутренних (неокисляемых) слоев металла, создавая для последних
безокислительные условия нагрева к деформации.
Влияние геометрического факто-
000 ООО 1000 1100 1200 °C
Рис. 281. Температурная зависи-
мость показателя пластичности
для сталей 45Г17ЮЗ (/) и
12X21Н5Т (2) при нагреве и де-
формации кручением в аргоне
(а) и на воздухе {Ъ} (В. И. Се-
лезнев)
ра. Как и сопротивление деформации,
пластичность зависит от геометриче-
ского фактора, роль которого прояв-
ляется в двух аспектах, учитываю-
щих отношение поверхности к объе-
му (поверхностный фактор по терми-
нологии С. И. Губкина) и изменение
структуры (структурный фактор) в
зависимости от размера образца.
Поверхностный фактор оказывает
более существенное влияние на пла-
стичность, чем на сопротивление де-,
формации. Объясняется это тем, что
с увеличением отношения F/V (F —-
поверхность, V — объем образца или
заготовки) и уменьшением абсолют-
ных размеров роль сил трения не-
контактной поверхности при осадке
увеличивается. Это создает больший
вклад в относительную величину ежи-*
мающей шаровой части тензора на-
528
пряжений, что приводит к большей деформации до разрушения
(большей пластичности) малых по размеру образцов по сравнению с
большими. С. И. Губкин приводит следующие примеры.
При ударном осаживании образцов цинка диаметром 20 мм и
высотой 20 мм (/=20 °C) первая трещина появляется при относи-
тельном обжатии 35—40 %. Для подобного образца из этого же
металла размером 10 мм трещины появляются при относительном
обжатии 75—80 %. Опыты с такими же по размеру образцами из
латуни дали результаты: 50 °/о обжатия для образца большего раз-
мера и 70—75 % обжатия для образца меньшего размера. Анало-
гичные результаты получены для бронзы Б2.
Описанный эффект увеличения пластичности наблюдается не
только при сжатии. При растяжении Я. Б. Фридманом получены
следующие результаты для стали ЗОХГСА: для образца диаметром
20 мм относительное сужение уменьшается на 25 % по сравнению
с этим показателем для образца диаметром 10 мм.
С увеличением относительной поверхности S/V в большей степе-
ни начинает проявляться влияние окружающей среды, механической
обработки, поверхностного наклепа, контактного трения, поверхност-
ного натяжения.
Поверхностное натяжение оказывает влияние на поверхностный
слой исключительно малой толщины, однако повышение пластично-
сти для тонких изделий, измеряемых микронами и получаемых про-
каткой или волочением, имеет большое значение.
Конечно, поверхностное натяжение не оказывает никакого вли-
яния на пластичность металла при деформации крупных образцов.
Замечено, что начиная с некоторого критического объема характери-
стики пластичности и сопротивление деформации остаются неизмен-
ными при увеличении объема.
Однако и эта закономерность нарушается при переходе к об-
разцам (поковкам, заготовкам, слиткам) большой массы. В данном
случае в большей степени начинает проявляться влияние структур-
ной неоднородности.
Чем больше деформируемый объем, тем более неравномерна
структура по сечению изделия, тем больше неравномерность распре-
деления концентраторов напряжения при одном и том же их числе
на единицу объема. Это приводит к неравномерности распределения
деформаций и напряжений в процессе деформирования. Локализа-
ция деформации и концентрация напряжений снижают пластичность.
Это в свою очередь определяет режим деформации крупных слитков
на прессах, молотах, блюмингах и слябингах: в первых проходах
(для первых обжатий на молотах, прессах, на станах) применяются
заниженные обжатия и более низкие скорости деформации.
РЕКОМЕНДАТЕЛЬНЫЙ БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК
Булат С. И., Тихонов А. С., Дубровин А. К. Деформируемость
структурно неоднородных сталей и сплавов. М., «Металлургия»,
1975. 352 с. с ил.
Губкин С. И. Пластическая деформация металлов. Т. II. М., Ме-
таллургиздат, 1960. 416 с. с ил.
Дзугутов М. Я. Пластическая деформация высоколегированных
сталей и сплавов. М., «Металлургия», 1971. 424 с. с ил.
529
Колмогоров В. Л. Напряжения, деформации, разрушение. М.,
«Металлургия», 1970. 230 с. с ил.
Крупин А. В., Соловьев В. Я. Пластическая деформация туго-
плавких металлов. М., «Металлургия», 1971. 350 с. с ил.
Пластичность и разрушение. М., «Металлургия», 1977. 365 с.
с ил. Авт.: В. Л. Колмогоров, А. А. Богатов, Б. А. Мигачев.
Е. Г. Зудов, Ю. Е. Фрейдензон. М. Е. Фрейдензон.
Прокатка в вакууме тугоплавких металлов и биметаллов. М.,
«Металлургия», 1971. 99 с. с ил. Авт.: А. В. Крупин. И. М. Павлов,
В. fl. Соловьев и др.
Прокатка металлов и биметаллов в вакууме. Сб. трудов МИСиС
№ 46, М., «Металлургия», 128 с ил.
Тихонов А. С. Элементы физико-химической теории деформируе-
мости сплавов. М., «Наука», 1972. 158 с. с ил.
ГЛАВА XV
ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА
1. СУЩНОСТЬ и виды
ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ
Важнейшей задачей в области металлических конструк-
ционных материалов является создание сплавов, отли-
чающихся повышенными прочностными свойствами
надежной повторяемостью и стабильностью этих свойств.
Такие требования обусловлены: а) резко усложняю-
щимися условиями работы конструкций (высокие на-
пряжения и скорости их приложения, все более слож-
ные схемы напряженного состояния, все чаще встреча-
ющееся при эксплуатации одновременное воздействие
комплекса факторов); б) необходимостью уменьшения
массы конструкций (повышения удельной прочности ма-
териала), увеличения их долговечности.
Вместе с тем анализ показал, что в реальных усло-
виях высокопрочные материалы часто внезапно хрупко
разрушаются при напряжениях, значительно более низ-
ких, чем их предел прочности. Иными словами, повы-
шенная склонность к хрупкому разрушению высокопроч-
ных материалов не позволяет реализовать их потенци-
альную прочность. Отсюда следует естественный вывод
с том, что необходимым условием реализации высокой
1 Для массовых конструкционных, строительных и других ста-
лей подразумевается повышение прочности на 15—30%, для высо-
копрочных сталей достижение уровня —3000 МПа и выше.
530
прочности материала является одновременная достаточ-
ная его пластичность и вязкость.
Прочность материала (его сопротивление пластичес-
кой деформации) и пластичность (сопротивление обра-
зованию и развитию трещин, приводящих к разрушению
материала) — структурно чувствительные свойства, но
по-разному зависящие от структуры. Следовательно, вы-
сокая конструктивная прочность может быть обеспечена
созданием такого структурного состояния, которое обе-
спечивало бы оптимальное сочетание прочности и пла-
стичности .
Условием высокой прочности поликристаллических
материалов, упрочненных деформацией, является высо-
кая плотность дислокаций, движение которых под влия-
нием внешних напряжений должно быть заторможено
внутренними барьерами («стопорами»).
Для пластичности важны характер этих барьеров и
их распределение. При определенных условиях («жест-
ких» барьерах) они могут привести к очень большой
локализации скопления дислокаций и соответственно к
возникновению больших локальных напряжений, кото-
рые могут превысить предел прочности материала в этом
локальном объеме. В результате произойдет релаксация
этих локальных напряжений путем образования и раз-
вития трещины и в конечном счете разрушение мате-
риала.
Согласно М. Л. Бернштейну предотвратить релакса-,
цию пиковых напряжений трещинообразованием и раз-
рушением можно, если создать такие барьеры и такое
их распределение, чтобы они были «полунепроницаемы-
ми». Смысл этого заключается в том, чтобы барьеры да-
вали возможность релаксации локальных «пиковых» на-
пряжений путем прорыва скопившихся дислокаций в со-
седние объемы материала еще до того, как величина
этих напряжений достигнет значений предела прочности.
Важны также число барьеров в единице объема и
характер их распределения. Чем чаще и более однородно
распределены «стопоры», тем более однородным будет
распределение дислокаций в объеме материала, тем мень-
ше вероятность и возможность создания чрезмерных ло-
кальных дислокационных нагромождений.
К «непроницаемым» барьерам относятся большеуг-
ловые границы случайной ориентировки, малопластич-
ные частицы других фаз, некогерентные матрице, барь-
631
еры Ломер — Коттрелла; к «полунепроницаемым» —- ма-
ло- и среднеугловые границы, пластичные частицы
других фаз, частицы, когерентные матрице.
Поиски путей создания оптимальных по своей струк-
туре и распределению барьеров показали, что в стали и
многих сплавах, испытывающих фазовые превращения,
такие барьеры можно создать, если подвергнуть мате-
риал комбинированному воздействию в одном техноло-
гическом цикле пластической деформации и термической
обработке. Этот технологический метод получил назва-
ние термомеханической обработки (ТМО). Ей можно
дать такое определение: термомеханическая обработ-
ка— это совокупность выполненных в одном технологи-
ческом цикле в различной последовательности операций
пластической деформации, нагрева и охлаждения спла-
вов, испытывающих фазовые превращения. Структура,
фазовый состав и соответственно свойства сплава фор-
мируются при ТМО в условиях влияния структурных не-
совершенств, созданных деформацией на механизм
фазового перехода и структуру новых фаз, и на-
оборот.
ТМО отличается от традиционно используемых мето-
дов деформации и нагрева. В случае обычной упрочня-
ющей обработки холодной деформацией повышение проч-
ности сопровождается резким понижением пластично-
сти. В случае обычной горячей деформации нагрев под
деформацию имеет целью обеспечить достаточную пла-
стичность металла и предотвратить его упрочнение при
деформации. Цель нагрева после холодной деформа-
ции — разупрочнить наклепанный металл.
Особенность термомеханической обработки заключа-
ется в том, что одновременное воздействие деформации
и термической обработки создает особое структурное, а
часто и фазовое состояние сплавов, отличающееся вы-
сокой прочностью и повышенной пластичностью. Изме-
няя последовательность операций деформации и терми-
ческой обработки и их конкретные режимы (степень,
скорость и температуру деформации, скорость нагрева
и охлаждения, продолжительность изометрических вы-
держек и др.), можно управлять структурой и свойст-
вами в широком диапазоне значений.
С выяснением особенностей и возможностей термоме-
ханической обработки, разработкой разных ее техноло- :
гических вариантов связаны исследования М. Л. Берн- (
532
штейна, А. П. Гуляева, В. Д. Садовского, Е. Н. Сокол-
кова, Р. И. Энтина и др.
Предложено большое количество разных схем (вари-
антов) ТМО в зависимости от природы фазовых прев-
ращений в сплаве, от температуры деформации, от по-
следовательности операций деформации и термообра-
ботки.
Эти режимы имеют общие принципиальные моменты
для двух групп сплавов, отличающихся характером фа-
зовых превращений, а именно: а) для сплавов, претер-
певающих полиморфные (в том числе мартенситные)
превращения; б) для сплавов, претерпевающих распад
пересыщенных твердых растворов (дисперсионно тверде-
ющие сплавы).
Режимы ТМО принято также классифицировать, ис-
ходя из того, как расположена температура деформации
по отношению к температурному порогу рекристаллиза-
ции t* (см. гл. VII). При этом различают низкотемпе-
ратурную термомеханическую обработку (НТМО) и вы-
сокотемпературную термомеханическую обработку
(ВТМО).
По общепринятому определению под НТМО понима-
ют такую обработку, когда деформацию проводят при
температуре ниже под ВТМО — когда деформируют
выше t*. Однако такое определение не совсем удачно,
так как создает впечатление, что ВТМО сопровождает-
ся рекристаллизацией, тогда как и при ВТМО рекри-
сталлизации, как правило, следует избегать.
Более правильным представляется следующее опре-
деление: под НТМО понимают технологический процесс,
включающий деформацию сплава при такой температу-
ре, последеформационная выдержка при которой прак-
тически любой продолжительности не приводит к нача-
лу рекристаллизации.
Под ВТМО понимают ТМО, когда сплав деформиру-
ют при такой температуре, при которой рекристаллиза-
ция не успевает совершиться непосредственно в процес-
се самой деформации или при кратковременных последе-
формационных выдержках.
Кратко основные схемы ТМО сводятся к следующему.
В случае ВМТО (рис. 282) деформацию производят
в однофазном высокотемпературном состоянии и, не дав
сплаву рекристаллизоваться, охлаждают его для реали-
533
зации фазового превращения с тем, чтобы оно протека-
ло в материале, сохранившем в себе ту или иную долю
структурных несовершенств, созданных деформацией.
При ВТМО стали деформацию осуществляют в аус-
тенитной области выше температуры перлитного прев-
ращения Aci. При этом возможны два варианта в зави-
симости от температуры, до которой охлаждают сталь.
Если охлаждение проводят (рис. 282, а) до температуры
ниже мартенситной точки (Л4Н), то в деформированном
аустените протекает мартенситное превращение. Если
Рис. 282. Схемы ВТМО стали (а, б) и стареющих сплавов (в):
Аз — температура конца сс-*7-превращения; Д1 — температура начала а-*у-
превращения; мн— температура начала мартенситного превращения аустенита;
линии Н—Н и К—К — начала и конца изотерического превращения аустенита;
волнистой линией показана деформация
сталь охлаждают до области повышенной стабильности
переохлажденного аустенита (рис. 282,6), то превраще-
ние носит промежуточный характер между перлитными
и мартенситными (бейнитное превращение). Превраще-
ние стремятся при этом вести в изотермических усло-
виях, в силу чего эту разновидность обработки называ-
ют высокотемпературной термомеханической изотерми-
ческой обработкой. В обоих этих случаях новая фаза
(или смесь фаз) наследует дефекты деформированной
высокотемпературной фазы.
При ВТМО стареющих сплавов их также деформи-
руют в однофазной области (рис. 282,в), после чего ох-
лаждают до температуры двухфазной области с тем,
чтобы распад пересыщенного твердого раствора проис-
ходил в наклепанной матрице и прежде всего по дефор-
мационным дефектам.
В случае НТМО сплав (сталь) нагревают до одно-
фазного состояния с целью растворения дисперсных фаз,
затем резко охлаждают до температуры деформации и
534
деформируют с тем, чтобы процессы фазового превра-
щения протекали параллельно с деформацией.
При НТМО стали деформацию проводят чаще в низ-
котемпературной области устойчивого состояния аусте-
нита (рис. 283) или завершая деформацию до начала
превращения аустенита (рис. 283,а), или совмещая ее
с превращением (рис. 283, б).
Рис. 283. Схемы НТМО стали (а, б) и стареющих сплавов (в). Обозначения
см. на рис. 282
Рис. 284. Схемы ТМО с двукратной деформацией стали (а, б) и стареющих
сплавов (в):
а, в — высоко-низкотемпературная (ВНТМО) обработка; б — низко-высокотем-
пературная (НВТМО) обработка
При НТМО стареющих сплавов (рис. 283, в) дефор-
мацию проводят при комнатной или повышенных темпе-
ратурах, лежащих в двухфазной области. Деформация
в условиях НТМО обеспечивает повышенную дисперс-
ность выделяющихся фаз и высокую прочность.
В ряде случаев ТМО включает в себя двукратную
деформацию (высокотемпературную и низкотемператур-
ную) в разной последовательности (рис. 284).
Двукратную холодную деформацию включает и тех-
нология процесса патентирования проволоки (рис. 285)
из углеродистой стали (0,45—0,85% С)', которую можно
рассматривать как одну из разновидностей НТМО.
Патентирование включает холодную деформацию, на-
.1
535
Г,
т
Рис. 285. Схема процесса патенти-
рования проволоки из углеродистой
стали
грев на 870—920° С для получения крупнозернистого
аустенита, изотермический распад переохлажденного
аустенита с образованием тонкопластинчатого сорбита
и заключительную деформацию (е=75% и выше), в про-
цессе которой в феррите возникает очень дисперсная
ячеистая структура, уменьшается расстояние между пла-
стинками цементита, создается высокая плотность дис-
локаций на межфазных границах. Патентирование поз-
воляет получать очень высо-
кую прочность стали в прут-
ках до ~4000 МПа.
Практически реализация
ТМО связана с трудностя-
ми. Скорость структурных и
фазовых изменений, особен-
но при ВТМО, весьма вели-
ка и зависит от большого
числа факторов. Получение
заданной структуры и
свойств, а также надежная
повторяемость результатов
требуют хорошего понимания природы структурных и
фазовых превращений в условиях ТМО, влияния различ-
ных факторов, очень строгого соблюдения режимов де-
формации, нагрева и охлаждения с температурно-вре-
менной точностью, значительно превосходящей ту, кото-
рая предусмотрена обычной технологией обработки дав-
лением, требует специальной аппаратуры.
В силу особенностей влияния на свойства стали, а
также по технологическим соображениям наиболее пер-
спективным промышленным способом использования
ТМО для улучшения качества массовых конструкцион-
ных и строительных сталей, а также сталей и сплавов,
работающих в условиях больших и сложных по схеме на-
грузок, является ВТМО.
ВТМО обеспечивает несколько меньшую прочность,
чем НТМО, но позволяет получить более высокую пла-
стичность (табл. 16), повышает ударную вязкость, сни-
жает склонность к хрупкому разрушению и температур-
ный порог хладноломкости, затрудняет распространение
трещин, повышает контактную и ударную выносливость,
чувствительность к надрезу.
В связи с этим рассмотрим особенности изменения
структуры и свойств по основной схеме ВТМО.
536
Таблица 16
Свойства машиностроительной (ЗОХГСА) стали после ТМО
Обработка ав, МПа °о.2’МПа б, % ан, кДж/м2
I 2200—2600 1900—2100 7-10 20—40 400—500
II 2400—2800 2000—2300 5—7 15—30 300—400
Примечание. IВТМО+низкий отпуск (образец плоский); II—
НТМО+низкий отпуск (образец круглый шлифованный).
2. СТРУКТУРНЫЕ ИЗМЕНЕНИЯ ПРИ ВТМО.
РОЛЬ ТЕХНОЛОГИЧЕСКИХ ФАКТОРОВ
Закономерности структурных изменений при ВТМО мо-
жно понять на основе представлений об особенностях
горячей деформации, рассмотренных в гл. IX.
Наиболее важными с позиций ВТМО представляют-
ся следующие факты.
Характер структурных изменений при горячей дефор-
мации, кроме природы сплава (фазовый состав, типы
решеток, энергия дефектов упаковки) и степени дефор-
мации, сильно, а в ряде случаев в определяющей мере
зависит от температуры и скорости деформации, а так-
же от условий охлаждения.
Тип решетки и энергия Ед.у влияют на интенсивность
упрочнения при деформации и склонности к поперечно-
му скольжению.
При прочих-равных условиях материалы с г. ц. к. ре-
шеткой упрочняются сильнее, чем с о. ц. к., так как в
г. ц. к. меньше систем скольжения. Однако высокие зна-
чения энергии дефектов упаковки у большинства метал-
лов с о. ц. к. решёткой резко уменьшают ширину рас-
щепленных дислокаций и таким образом облегчают по-
перечное скольжение, что также ослабляет упрочнение
(динамический возврат).
Поэтому склонность к упрочнению нельзя связывать
только с типом решетки. Среди слабо упрочняемых при
деформации металлов и сплавов — алюминий, сплавы со
структурой феррита, а среди сильно упрочняемых — ни-
кель, медь, сплавы со структурой аустенита.
Различно ведут себя эти материалы и в отношении
склонности к динамической полигонизации и рекристал-
лизации.
34—790
537
Особое значение приобретают условия охлаждения
после деформации. В связи с тем что деформацию при
ВТМО проводят при высоких температурах (>0,6 от
Тпл), за время охлаждения после деформации (особен-
но в крупногабаритных изделиях) могут пройти процес-
сы статической полигонизации и рекристаллизации, что
существенно изменит структуру по сравнению с той, ко-
торая была на момент конца деформации.
Рис. 286. Вид кривых о—s для случая горячей деформации и
влияние на них температуры деформации (а) и скорости де-
формации (б)
Скорость этих процессов резко возрастает с увеличе-
нием скорости, степени и температуры деформации. Со-
ответственно возрастает и роль скорости охлаждения.
Поэтому среди параметров, по которым оценивается
структура, образующаяся в процессе деформации при
ВТМО, очень важным является ее термическая устой-
чивость. Структура и соответственно свойства фазы, фор-
мирующейся при закалке (мартенсит), во многом насле-
дует структуру исходной фазы (субзеренную структуру,
дислокационные скопления и т. д.). Поэтому важно в
процессе нагрева под закалку сохранить оптимальную
-структуру, сформировавшуюся при деформации.
СТЕПЕНЬ ДЕФОРМАЦИИ. Последовательность
структурных изменений с увеличением степени горячей
.деформации в общем случае схематически такова (см.
кривые о—е на рис. 286):
1. Увеличение плотности дислокаций статистически
распределенных в объеме зерен и в большей мере у гра-
ниц (первая стадия на рис. 286).
При этом растут прочность (более резко у сильно
упрочняемых материалов) и хрупкость.
2. Начало формирования субзеренной структуры за
счет взаимодействия дислокаций с участием поперечного
538
скольжения и переползания (участок, отвечающий спа-
ду на кривой рис. 286).
Субзерна несколько вытянуты вдоль направления де-
формации; границы субзерен утолщены и характеризу-
ются повышенной плотностью дислокаций (т.е. субзер-
на носят еще следы ячеистой структуры).
На этой стадии прочность несколько уменьшается, а
характеристики пластичности слегка растут.
3. Интенсивная динамическая полигонизация с обра-
зованием устойчивой субструктуры — для слабо упрочня-
ющихся материалов или интенсивная динамическая ре-
кристаллизация, сопровождающаяся образованием
новых зерен (в основном механизмом коалесценции суб-
зерен) в местах максимального наклепа — для сильно
упрочняющихся материалов — это соответствует ус-
тановившейся стадии на кривых а—& (см. рис.
286).
Субзерна, формирующиеся на этой стадии, харак-
терны своей равноосной формой, малой толщиной суб-
границ и меньшей плотностью в них дислокаций по срав-
нению со второй стадией.
Новые зерна (центры динамической рекристаллиза-
ции) характерны меньшим совершенством по сравнению
с новыми зернами, образующимися при статической ре-
кристаллизации, т. е. большей плотностью дислокаций
(оставшихся от коалесцировавших субзерен или внесен-
ных продолжающейся деформацией).
Наиболее благоприятным сочетанием механических
свойств обладает структура, образовавшаяся при дина-
мической полигонизации. Малые размеры субзерен обе-
спечивают еще достаточно высокую прочность. Вместе с
тем пониженная плотность дислокаций в некоторых суб-
границах делает их «полунепроницаемыми» барьерами,
которые обеспечивают релаксацию пиковых напряжений,
созданных скопившимися дислокациями, и «прорыв»
этих дислокаций в соседние субзерна. Таким образом
уменьшается опасность хрупкого разрушения (повыша-
ется пластичность).
Таким образом Характер субзеренной структуры —
размеры субзерен, структура субграниц и плотность дис-
локаций в них — играет очень большую роль.
Важным преимуществом субструктуры, образовав-
шейся на стадии динамической полигонизации, являет-
ся также ее высокая термическая стабильность.
34*
539
Структура, образовавшаяся механизмом динамичес-
кой рекристаллизации, менее благоприятна из-за своей
значительной неоднородности и большей термической не-
стабильности. Но средний уровень механических свойств
при этом достаточно велик и потому во многих случаях
(строительные стали и др.) структура динамической ре-
кристаллизации вполне допустима.
СОБИРАТЕЛЬНАЯ РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИЯ ЗЕ-
РЕН. При определенных условиях (высокая температу-
ра конца деформации, замедленное охлаждение, чаще
встречающееся в крупногабаритных изделиях) она успе-
вает реализоваться в процессе статической рекристалли-
зации после деформации. Процесс сопровождается «вы-
метанием» дефектов мигрирующими высокоугловыми
границами, укрупнением размеров зерен и субзерен и как
следствие резким снижением прочности свойств. В силу
этого режим ВТМО должен не допустить прохождения
собирательной рекристаллизации.
Следовательно, наиболее благоприятным режимом де-
формации при ВТМО является режим, обеспечивающий
получение устойчивой и возможно более однородной суб-
структуры динамической полигонизации.
С этих позиций и необходимо рассматривать влияние
важнейших технологических параметров и характеристик
материала на формирование оптимальных структуры и
свойств сплавов при ВТМО.
ТЕМПЕРАТУРА ДЕФОРМАЦИИ. Повышение тем-
пературы, так же как и скорости деформации, смещает
начало всех приведенных выше четырех стадий к мень-
шим степеням деформации. Но их влияние этим не огра-
ничивается.
Повышение температуры деформации на второй ста-
дии приводит к увеличению размера субзерен, повыше-
нию совершенства структуры их субграниц и уменьше-
нию плотности дислокаций в субграницах. Результатом
этого является повышение термической стабильности
структуры. Но зависимость структуры, формирующейся
в результате ВТМО, и структурно-чувствительных меха-
нических свойств от температуры нагрева под деформа-
цию имеет экстремальный характер. Связано это с тем,
что температура нагрева под деформацию влияет наряд
важных характеристик.
Многими авторами было показано, что крупное ис-
ходное (до деформации) зерно нежелательно, так как
540
оно затрудняет деформацию и делает ее менее однород-
ной. Тем самым облегчаются динамическая рекристал-
лизация и ее неоднородное прохождение.
Поэтому максимальная температура нагрева под де-
формацию должна быть хотя бы немного ниже темпера-
туры начала интенсивного роста зерен (собирательной
и вторичной рекристаллизации). Особенно опасно пре-
вышение температуры для нелегированных углеродистых
сталей, в которых слабо проявляется барьерный меха-
низм торможения миграции границ.
Высокая температура деформации опасна еще и тем,
что при охлаждении с высокой температуры по оконча-
нии деформации может успеть реализоваться статичес-
кая рекристаллизация — не только первичная, но и со-
бирательная (см. диаграммы рекристаллизации, приве-
денные на рис. 203), соответственно ухудшив свойства.
Так, повышение температуры ВТМО стали ЗОХГСА с
900 до 1250° С привело к снижению прочности, опреде-
лявшейся растяжением при —196° С, с 1500 до 1300 МПа
и удлинения с 18 до 10%.
Однако при низких температурах нагрева под де-
формацию последняя становится неоднородной в мик-
рообъемах, затрудняется динамическая полигонизация.
Поэтому оптимизация температуры нагрева под дефор-
мацию и самой деформации весьма важна.
СКОРОСТЬ ДЕФОРМАЦИИ. В условиях горячей
деформации, как было отмечено, структура формирует-
ся в результате конкурирующего действия процессов уп-
рочнения и разупрочнения. Все разупрочняющие процес-
сы являются термически активируемыми, т. е. вероятно-
стными, и требуют определенного времени для своей реа-
лизации.
Поэтому ускорение горячей деформации, уменьшаю-
щее вероятность реализации процессов разупрочнения,
должно действовать в том же направлении, что и увели-
чение степени холодной деформации, а также уменьше-
ние энергии дефектов упаковки, затрудняющее попереч-
ное скольжение.
Как показали исследования Е. Н. Соколкова и др.
на жаропрочных сплавах на основе железа и никеля, а
также Ю. М. Вайнблата и др. на алюминиевых сплавах,
ускорение горячей деформации делает более вероятным
процессы динамической рекристаллизации вместо дина-
мической полигонизации, .резко снижает термическую
. 541
устойчивость структуры и свойств и в целом отрица-
тельно влияет на свойства.
Более предпочтительной является ВТМО с малой ско-
ростью деформации. Однако и в данном случае зависи-
мость не монотонна. При очень малых скоростях дефор-
мации процессы разупрочнения становятся настолько
превалирующими, что эффект упрочнения, являющийся
основной целью ТМО, не будет достигнут.
Абсолютные значения рекомендуемых степеней де-
формации указать нельзя без учета скорости и темпера-
туры деформации, а также состава сплава.
Из соображений получения оптимальной структуры
и свойств в наиболее общем случае целесообразны сред-
ние степени деформации, примерно в пределах 20—40%.
Малые степени деформации не дадут оптимального эф-
фекта упрочнения, большие деформации опасны тем, что
могут вызвать сильное упрочнение (наклеп) и способст-
вовать понижению термостабильности структуры и раз-
витию динамической рекристаллизации. Эта опасность
особенно велика при работе с углеродистыми и низколе-
гированными сталями, в которых динамическая рекри-
сталлизация протекает более интенсивно.
В тех случаях, когда по условиям формоизменения
необходимы высокие степени деформации, следует при-
бегнуть к дробным деформациям. Однако в этом случае
очень важное значение приобретает правильный выбор
паузы между циклами деформации. Такой выбор должен
учитывать те же соображения, что и выбор оптимально-
го времени выдержки и условий охлаждения после по-
следней деформации.'
Эта выдержка (пауза) должна быть достаточной для
того, чтобы успели пройти процессы динамического от-
дыха и полигонизации, и вместе с тем быть короче инку-
бационного периода начала статической последеформа-
ционной рекристаллизации.
При этом условия охлаждения после заключитель-
ной деформации углеродистой и легированных сталей
должны быть различными. Углеродистую сталь после
горячей деформации в условиях ВТМО следует резко ох-
лаждать, тогда как для получения оптимальных свойств
в легированной стали нужна небольшая последеформа-
ционная выдержка для того, чтобы в ней успели завер-
шиться полигонизационные процессы. В углеродистой
стали СтЗ наиболее высокие механические свойства по-
лучаются после резкого охлаждения, тогда как в стали
40X1 НВ А для этого между концом горячей деформации
и закалкой необходима пауза в течение 20—30 с.
МЕХАНИЧЕСКАЯ СХЕМА ДЕФОРМАЦИИ1. Си-
стематических исследований ее влияния на субструкту-
ру мало. Схемы главных напряжений, близкие к всесто-
роннему сжатию (экструзия), заметно повышают, сопро-
тивление образованию и распространению трещин. Де-
формация прокаткой вызывает наибольший прирост
прочности.
Влияние схемы деформации должно проявляться еще
в одном пока мало изученном явлении. При практичес-
ки любой механической схеме деформации, используе-
мой в промышленности, имеется та или иная макроне-
однородность пластического течения металла. Как след-
ствие в деформируемом изделии должны возникать мак-
ронапряжения, растягивающие в одних объемах и сжи-
мающие в других. При высоких температурах это вы-
зовет восходящую диффузию в микро- и макрообъемах.
В зависимости от легирования, состояния твердого
раствора, плотности и характера распределения дисло-
каций, температурно-временных условий это может при-
вести либо к образованию примесных атмосфер вокруг
дислокаций, либо к предраспадным явлениям и даже к
начальным стадиям распада твердого раствора.
Все это должно с разной степенью эффективности в
разных объемах блокировать дислокации, субграницы
и границы зерен.
Важно, что если рассмотренные эффекты будут реа-
лизованы, то они должны по-разному проявляться в сжа-
тых и растянутых областях изделий. В сжатые области
должны устремиться атомы элементов меньших разме-
ров, в растянутые области—атомы элементов с боль-
шим радиусом.
Дополнительным, весьма важным фактором, способ-
ствующим ускорению диффузии и выделениям из раство-
ра при ВТМО, независимо от наличия макронапряже-
ний, должны явиться вакансии, возникающие непосред-
ственно при горячей деформации в процессе пересече-
ния и аннигиляции — дислокаций, а также динамичес-
кой и статической рекристаллизации.
1 Под механической схемой деформации подразумевается соче-
тание схем главных напряжений и главных деформаций (или глав-
ных скоростей деформаций).
543
542
Эффективность действия этих вакансий, возникаю-
щих при горячей деформации, в условиях ВТМО, долж-
на быть значительно выше, чем при холодной. Это объ-
ясняется следующим.
Структура после холодной деформации содержит
большое количество близко расположенных стоков. При
нагреве после деформации (и даже в процессе вылежи-
вания при комнатной температуре) вакансии успевают
уйти в указанные стоки еще до достижения температур,
достаточных для диффузионного распада.
При горячей деформации плотность дислокаций (сто-
ков) на два — три порядка меньше, а расстояние между
ними соответственно больше, чем после холодной дефор-
мации. Кроме того, в условиях ВТМО отсутствует сама
стадия последеформационного нагрева, так как вакан-
сии возникают в металле, уже нагретом на высокую тем-
пературу. Если в этих условиях сплав (фаза) или от-
дельные объемы представляют собой твердый раствор,
пересыщенный тем или иным компонентом, то вакан-
сии облегчат ускоренный распад.
В качестве примера, подтверждающего это положе-
ние, отметим, что, например, длительность выдержки до
начала выделения дисперсных фаз в горячедеформиро-
ванном аустените стали 01Х18Н10Т оказывается мень-
шей, чем для недеформированной стали, в 30—40 раз.
В зависимости от того, будет ли распад происходить
с выделением частиц некогерентных или когерентных
матрице или вообще ограничится предраспадными обра-
зованиями внутри твердого раствора, продукты распада
будут выделяться на большеугловых границах, на суб-
границах или отдельных дислокациях й соответственно
тормозить их перераспределение и миграцию. Это и бу-
дет приводить к стабилизации структуры, а значит и об-
легчать ВТМО. Эффект стабилизации будет сохраняться
до начала обратного растворения или коагуляции вы-
делившихся частиц.
В литературе опубликованы многочисленные данные
о том, что легирование стали карбидо- и нитридообразу-
ющими элементами (Nb, V, Ti, Al и др.) задерживает
динамическую рекристаллизацию и тем эффективнее,
чем меньше склонность соответствующих карбонитрид-
ных фаз к коагуляции.
Так, в стали 01Х18Н10Т начало рекристаллизации в
процессе последеформационной выдержки при 900° С
544
замедляется в тридцать и более раз по сравнению со
сталью 01X18Н10, не содержащей титана.
Кроме рассмотренных ранее факторов, на структуру
и свойства сплавов, испытывающих полиморфные прев-
ращения и подвергнутых ВТМО, существенное влияние
оказывает «наследование» дефектов, созданных при го-
рячей деформации высокотемпературной фазы (напри-
мер, аустенита) низкотемпературной фазой (мартенсит-
ной).
Сдвиговой характер у->сс- и а->у-превращения при-
водит к тому, что не только размеры и форма зерен, но
и структурные несовершенства внутри зерен, т. е. их
субструктура, «наследуются» новой фазой.
Так, имеется четкая корреляция между размерами
зерен и субструктурой аустенита, а также продуктом его
превращения — мартенситом.
Если субструктура, образовавшаяся при динамичес-
кой полигонизации, достаточно устойчива, то ее наслед-
ственность обнаруживается не только при термической
обработке (закалке), непосредственно следующей за го-
рячей деформацией, но и после повторных операций за-
калки. Наследуются соответственно и механические свой-
ства.
3. ПРИМЕРЫ ПРИМЕНЕНИЯ ВТМО
Внедрение ВТМО в условиях массового промышленного производ-
ства (например, проката) встречается с рядом трудностей. Они свя-
заны с необходимостью изменения некоторых технологических пара-
метров по сравнению с принятыми по обычной технологии, с более
строгими требованиями к скоростным и температурно-временным
параметрам процесса, с необходимостью создания специального обо-
рудования.
В условиях ВТМО необходимо снижать температуру нагрева
под горячую деформацию, не снижая заметно температуры конца
деформации, уменьшить скорость деформации (что отрицательно
влияет на производительность оборудования), уменьшать макси-
мально допустимую за один проход степень деформации и вводить
дробную деформацию и т. д.
Вместе с тем очевидные преимущества, создаваемые ВТМО,
стимулируют ее внедрение.
Одним из первых объектов, на которых была опробована эф-
фективность ВТМО, явилась рессорная сталь. Рессоры, изготовлен-
ные из полос стали 55ХГР, подвергнутые ВТМО при 950 °C на сор-
товом стане непрерывной прокатки (е=^70 %) с использованием
эффекта наследственности, показали существенное повышение дол-
говечности.
По данным «Ford motor company», на рессорах из стали типа
50ХГ (SAE 5150) применение В.ТМО дало увеличение долговечно-
сти в несколько (пять — семь) раз.
545
ВТМО сталей для бурового инструмента (ЗЗХС, ЗОХГСА) по-
вышает его стойкость в два — три раза.
Положительные результаты для изделий, работающих в усло-
виях сложного нагружения, дает горячая деформация с последую-
щим распадом деформированного аустенита в условиях изотерми-
ческой выдержки или близких к изотермическим (ВТМИЗО). Дол-
говечность рессор повышается при этом в 1,5 раза. Подобная обра-
ботка труб нефтяного сортамента позволяет уменьшить массу ко-
лонн на 20—30%.;
Разновидностью ВТМО, имеющей перспективы применения к
низколегированным сталям, в частности к строительным, с целью
повышения их конструктивной прочности, пластичности и вязкости,
является так называемая конт-
ролируемая прокатка. Она по-
зволяет повысить предел теку-
чести стали на 10—30%, удар-
ную вязкость на 30 %, пони-
зить на 30—50 °C температуру
перехода в хрупкое состояние.
700 900 700 900 700 900
Температура конца прокатки,° С
Рис. 288. Влияние температуры кон-
ца прокатки на величину зерна (а),
предел прочности (б) и удлинение
(в) строительной стали (0,08 % С;
1,4 % Мп) с добавками ванадия и
ниобия. Температура нагрева пол
прокатку 1200 °C (сплошные линии)
и 1050 °C (пунктирные):
I — без добавок; II — 0,06 % V;
III - 0,04 % Nb
1000 1200 1000 1200
Температура аустенитизации0,С
Рис. 287. Влияние ванадия и нио-
бия на величину зерна аустенита
(а) и феррита (б) стали (0,08 % С;
1,4 % Мп) при нагреве под контро-
лируемую прокатку:
/-—без добавок; 2 — 0,06% V; 3 —
0,04 % Nb; 4 — 0,04% Nb+0,06 % V
Массовость применения этих сталей (строительство, газопровод-
ные трубы большого диаметра, судостроение) и возможность сни-
жения массы изготавливаемых изделий делают внедрение контроли-
руемой прокатки важной задачей.
В отличие от классической ВТМО, которая сводится к получе-
нию структуры динамической полигонизации, контролируемая про-
катка имеет целью получение мелкого и однородного зерна за счет
динамической и статической рекристаллизации.
Температура нагрева под горячую’ прокатку, температура, ско-
рость и. степени деформации при отдельных проходах в условиях
дробной деформации, длительность пауз между проходами и после-
деформационной выдержки, скорость завершающего охлаждения
стали, вводимые примеси — все это должно быть подобрано так,
546
чтобы в процессе горячей деформации и после нее не допустить со-
бирательной рекристаллизации и получить за счет первичной рекри-
сталлизации однородное мелкое зерно: 5—10 мкм и даже мельче.
Наиболее эффективно предотвращение роста зерен (собиратель-
ной рекристаллизации) обеспечивается введением в сталь частиц
дисперсных фаз, как правило карбонитридных, с помощью легиро-
вания элементами, указанными выше.
Тормозящее влияние этих фаз проявляется сильнее, если они
выделяются из твердого раствора (аустенита) в процессе деформа-
ции или последующего охлаждения. Чтобы обеспечить должное
пересыщение твердого раствора перед деформацией, температура
нагрева под деформацию должна быть достаточной, чтобы произо-
шло растворение карбонитридных фаз. Вместе с тем температура
нагрева должна быть не чрезмерно высокой, чтобы перед деформа-
цией не произошло интенсивного роста зерен аустенита.
На рис. 287 показано влияние добавки ванадия и ниобия на
величину зерна аустенита (рис. 287, а) и феррита (рис. 287, б) ста-
ли с 0,08 % С и 1,4 % Мп при нагреве под контролируемую про-
катку.
Температуру начала и конца прокатки следует назначать с уче-
том того, чтобы обеспечить выделение карбонитридных фаз в воз-
можно более дисперсном состоянии. Вместе с тем она не должна
быть очень низкой, чтобы не вызвать сильного наклепа и усиления
хрупкости.
Для примера на рис. 288 приведено влияние температуры кон-
ца прокатки на прочность, пластичность строительных сталей, а так-
же на их величину зерна.
РЕКОМЕНДАТЕЛЬНЫЙ БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК
Бернштейн М. Л. Структура деформированных металлов. М.,
«Металлургия», 1977. 431 с. с ил.
Бернштейн Af. Л. Термомеханическая обработка металлов и спла-
вов. Т. 1, 2. М., «Металлургия», 1968. 1171 с. с ил.
ГЛАВА XVI
СВЕРХПЛАСТИЧНОСТЬ и возможности
ЕЕ ИСПОЛЬЗОВАНИЯ
ПРИ ОБРАБОТКЕ МЕТАЛЛОВ ДАВЛЕНИЕМ
При обычных условиях деформации пластичность поли-
кристаллических металлов и сплавов позволяет одно-
родно изменять размеры изготовленных из них образ-
цов, например их длину при растяжении" без образова-
ния шейки, не более чем на несколько процентов, в луч-
шем случае на 20—30%. На монокристаллах металлов
с малым числом систем скольжения удается при благо-
приятной ориентировке внешних касательных напряже-
547
ний относительно систем скольжения удлинить образец
в два — четыре раза. Это характерно, в частности, для
металлов с гексагональной компактной решеткой (кад-
мия, цинка).
Однако, как установлено, в особом структурном со-
стоянии и особых условиях деформации можно добить-
ся очень высокой пластичности некоторых поликристал-
лических металлов и сплавов, позволяющей при растя-
жении без образования шейки или с образованием так
называемой бегающей шейки увеличить длину образцов
в 10—30 и даже более раз, причем с помощью очень
малых усилий.
Это явление было названо акад. А. А. Бочваром в
1945 г. сверхпластичностью. Сейчас этот термин стал
международным.
А. А. Бочвар совместно с 3. А. Свидерской впервые
обнаружили явление сверхпластичности на эвтектоид-
ном сплаве Zn+22% Al, в котором предварительно была
создана ультрамелкозернистая структура. Позднее этот
сплав стал классическим объектом изучения сверхпла-
стичности.
Большое внимание, которое начиная с 60-х годов уде-
ляют этому явлению в связи с заманчивыми перспекти-
вами его практического использования, позволило уста-
новить основные условия проявления сверхпластичности.
Ими являются: малые размеры кристаллитов (1—
10 мкм), малая и тем меньшая, чем больше размер кри-
сталлитов, скорость деформации (в интервале 10~4—
10-1 с-1) при относительно высоких температурах
(^0,5 от Тпл) и соответственно малых напряжениях.
Явление сверхпластичности во многом сходно с пол-
зучестью (крипом), но отличается от последнего значи-
тельно большей чувствительностью процесса к размерам
и форме зерен и более резкой зависимостью напряжения
от скорости деформации.
Исходя из этого, можно определить сверхпластич-
ность как способность поликристаллических (ультра-
мелкозернистых) материалов равномерно пластически
деформироваться на очень большие степени, при относи-
тельно высоких температурах и малых напряжениях и
соответственно малых скоростях деформации, к величи-
не которых напряжение течения крайне чувствительно.
Важнейшей особенностью сверхпластичности являет-
ся большая равномерность пластического течения. Если
548
при обычной пластической деформации случайно возник-
шее локальное утонение образца (образование шейки)
стимулирует ускорение деформации в этой области и,
следовательно, дальнейшее ее утонение, то пластическая
деформация в условиях сверхпластичности лишена это-
го недостатка, чем и объясняется столь устойчивое рав-
номерное течение материала.
Математический аппарат теоретической механики (ме-
ханики сплошных сред) позволяет из анализа кинетики
процесса, не вдаваясь в его атомный механизм, устано-
вить формальные параметры, ответственные за устойчи-
вую равномерность пластичности.
1. ОСНОВНЫЕ ПАРАМЕТРЫ,
ХАРАКТЕРИЗУЮЩИЕ ПЛАСТИЧЕСКУЮ ДЕФОРМАЦИЮ
В УСЛОВИЯХ СВЕРХПЛАСТИЧНОСТИ
В условиях изотермической деформации истинное напря-
жение пластического течения о является функцией сте-
пени е и скорости 8 деформации: в).
В дифференциальной форме эта зависимость имеет
вид
do/de = daldz + (да/дв ) (de/de).
Здесь дс/дг во втором слагаемом характеризует чувст-
вительность напряжения течения к скорости деформа-
ции.
Принимая, что малые изменения о линейно Зависят
от малых изменений 8 и 8, можно выразить связь меж-
ду о, 8 и 8 так:
do = os ds + о* de; (192а)
разделив это выражение на dt, получим '
о = ав8 + о^ 8. (193)
Скорость деформации
g = _L . = _L=_ (194)
I dt I А
где А — поперечное сечение. Знак минус связан с тем,
54»
что знак изменения А обратен знаку изменения длины
образца:
i ( 1 У А А У /10[-ч
в=т-(т/=~+Ы • (196)
Однако сила, вызывающая деформацию, равна
F = оА, (196)
а изменение ее во времени Разделив друг
на друга последние два равенства F/F=gIg-3fAIA, под-
ставим в правую часть соответствующие значения из вы-
ражений (193) — (195) и введем обозначения
Т=(1/о)о8и (197)
т — [&!g} g^ . (198)
При этом получим
F I ( I \“
---М1_т + т)+лгЦ-1 (199)
Анализ выражения (199) при разных граничных усло-
виях дает важную информацию о физическом смысле
коэффициентов у и т.
Так, подставляя в уравнение (197) значение ст8 из
(192а), имеем
Для случая, когда материал нечувствителен к скорости
деформации, второй член равен нулю и y=d.G/Gde,—
=nl&, где п имеет смысл показателя упрочнения
п = d lg6/d Ige.
Следовательно, у — параметр материала, описываю-
щий чувствительность показателя п к деформации, т. е.
склонность материала к упрочнению при деформации.
Аналогично, подставляя в уравнение (198) значение
«Те из (192а), имеем
(200)
Для случая, когда материал не упрочняется при дефор-
550
мации (что соответствует условиям вязкого течения и
сверхпластичности), второй член равен нулю и
т =
rflgg
digs
(201)
Следовательно, т — параметр материала, описываю-
щий чувствительность напряжения пластического тече-
ния к скорости деформации, т. е. склонность материала
к упрочнению при увеличении скорости деформации.
Суммарная зависимость упрочнения материала от
степени деформации и от ее скорости может быть запи-
сана с помощью параметров п и т для случая равно-
мерной деформации так:
о = const е" ет.
(202)
Эта зависимость, называемая уравнением состояния те-
ла с вязко-пластическими свойствами, характерна дву-
мя крайними случаями:
а) зависимость <т от степени деформации пренебрежи-
мо мала (и->0). Тогда
о — const s'”.
(203)
Материал ведет себя как вязкий, т. е. максимально
пластичный, в случае т=\ наблюдается прямая про-
порциональность между о и 8 (так называемое ньюто-.
новское поведение);
б) зависимость о от скорости деформации пренебре-
жимо мала (т->0). Тогда a=const8n.
Материал ведет себя как идеально пластичное тело,
упрочнение которого определяется степенью деформации.
Подстановка в зависимость (203) соответствующих
значений из выражений (194) и (196) позволяет полу-
чить зависимость скорости изменения площади сечения
dA/dt от значения А и параметра т. Она имеет вид
dA
dt
На рис. 289 показана эта зависимость в координатах
dA/dt—А для разных значений т. Видно, что для раз-
ных т зависимость носит разный характер.
551
При малых т (0,2—0,4) и п=0 скорость изменения
площади сечения резко зависит от величины этой пло-
щади и тем резче, чем меньше т. Значит, при малых т
возникающая неоднородность сечения (локальное утоне-
ние) будет резко усиливаться в процессе дальнейшей де-
формации.
С ростом т чувствительность к неодородностям ос-
лабевает и при т=1 скорость изменения сечения пере-
стает зависеть от неоднородностей в величине А.
dA/dt
Рис. 289. Зависимость скорости из-
менения площади сечения от вели-
чины этой площади для разных
значений параметра т\
2 — 0,5; 3 — 0,75; 4—\
Рис. 290. Зависимость между экспери-
ментально найденным максимальным
удлинением и величиной т\
1—9 — данные разных авторов
Таким образом, величина т характеризует склон-
ность материала к образованию шейки, а значит и склон-
ность к сверхпластичности.
На рис. 290 приведена зависимость между экспери-
ментально найденными значениями максимального от-
носительного удлинения б, %, характеризующего макси-
мальную пластичность, и величиной т. Видно наличие
определенной корреляции. Сверхпластичность проявля-
ется у сплавов, для которых /п>0,3. Обычную пластич-
ность обнаруживают материалы, для которых т<0,2.
Однако, как показано во многих работах, один и тот
же материал при неизменном т обнаруживает разное
удлинение б, %, в зависимости от величины зерна и ха-
552
рактера структурных изменений в ходе самой деформа-
ции
Таким образом, высокое значение т, т. е. высокая
чувствительность напряжения течения о к скорости де-
формации 8, является необходимым, но недостаточным'
условием проявления сверхпластичности.
В настоящее время нет единого критерия, который
мог бы однозначно характеризовать склонность мате-
риала к сверхпластичности.
Поэтому для суждения о пластичности материала и
склонности его к сверхпластичности, кроме величины т,
следует определять и другие характеристики. Наиболее
полезную информацию дают значения относительного
максимального удлинения б, %, а также данные о про-
тяженности стадии стабильной деформации на истин-
ных диаграммах растяжения.
Что касается внешних проявлений сверхпластичности,
кроме высокого значения т, то к ним следует отнести
еще равномерное удлинение образца без образования
шейки, а также очень небольшое упрочнение в процессе
деформации, проходящее через максимум на начальных
стадиях деформации.
Значение параметра т определяют из данных о ме-
ханических испытаниях на растяжение.
При использовании жесткой машины наиболее рас-
пространён метод скачкообразного изменения скорости
растяжения (метод Бэкофена и его модификации). По
методу Бэкофена скорость деформации изменяется соот-
ветствующим изменением нагрузки F. Однако после из-
менения нагрузки установившееся течение достигается
по прошествии определенного времени. Поэтому непо-
средственно из диаграмм растяжения значение т опре-
делить нельзя. Обычно прибегают к экстраполяции за-
висимости cy=f(e) для получения значений одинаковой
степени деформации при разных скоростях растяжения.
На рис. 291 схематически показана кривая нагруз-
ка— время, получаемая с помощью жесткой машины
для случая; когда в момент времени, соответствующий
1 Необходимо отметить, что теоретически достижимая пластич-
А
ность при т<1 достаточно мала, например при т=0,7 е~ 150%.
Отсюда следует, что рассматривать сверхпластичность только как
проблему устойчивости против образования шейки неправильно.
После образования шейки образец деформируется еще на 500—
1000%.
35—790
553
точке Z), скорость растяжения мгновенно увеличили от
от Vi до t’2. Установившемуся состоянию после увеличе-
ния нагрузки соответствует точка А.
Для определения параметра т экстраполируют ли-
нию установившегося течения от точки С при меньшей
скорости Vi до точки В, соответствующей такой же де-
формации, какая получена при большей скорости растя-
жения в точке А. Затем из графика находят усилия, со-
ответствующие точкам А и В, и, пренебрегая небольшим
Рис. 291. Кривая нагрузка — время
для растяжения со скачкообразным
изменением скорости растяжения
ui и v2>vi, используемая для опре-
деления параметра т
изменением параметра т в области экстраполяции, оп-
ределяют его значение из зависимости
« (204)
FB I vi
где Fa и Fb — нагрузки при соответствующих скоростях
и2 и
Улучшенные варианты расчета позволяют избежать
влияния на значение параметра т тех структурных из-
менений, которые могут быть вызваны в материале уве-
личением усилия F и соответственно скорости деформа-
ции. Это изменение режима деформации должно вызвать
повышение плотности структурных дефектов, что в свою
очередь должно изменить постоянную т и значение п в
уравнении (202).
Чтобы избежать влияния структурных изменений,
целесообразно определить значение т из усилий, соот-
ветствующих не точкам Л и В, а точкам G и D (см. рис.
304), тогда
m = ’gr-/lg^. (205)
fd I V1
Физический смысл этой замены заключается в следу-
ющем. Мгновенное изменение напряжения от точки D к
точке G при изменении скорости деформации характе-
554
ризует сопротивление деформированию для двух данных
скоростей деформации при минимальном различии в сте-
пени деформации, т. е. при минимальном различии в
структуре.
Как показывает сопоставление данных разных авто-
ров, значения т, полученные с помощью зависимостей
(204), дают завышенные и часто не повторяющиеся зна-
чения. Зависимость (205) дает меньшие по величине и
лучше сходимые результаты.
2. ВЛИЯНИЕ УСЛОВИЙ ДЕФОРМАЦИИ,
МИКРОСТРУКТУРЫ И СОСТАВА
НА СВЕРХПЛАСТИЧНОСТЬ
И ОСНОВНЫЕ ПАРАМЕТРЫ ПРОЦЕССА
СКОРОСТЬ ДЕФОРМАЦИИ. Наиболее характерным
признаком сверхпластичности сплава (точнее такого его
состояния) является отличительный вид зависимости па-
раметра т от скорости деформации 8.
Схематично такая зависимость для сплава в состоя-
нии, склонном к сверхпластичности (кривая 1) и не
склонном к сверхпластичности (2), показана на рис. 292.
Зависимость для сверхпластичного состояния имеет
вид кривой с максимумом, для обычного состояния —
зависимость линейная.
В связи с таким видом зависимости т—е удобно кри-
вую разбить на III скоростных интервала. Сверхпластич-
ность проявляется- в интервале скоростей деформации
вблизи максимума кривой (интервал II). Как правило,
это соответствует значениям т, лежащим в интервале
0,3—0,8, и скоростям деформации 10”4—1(Н с-”1.
При скоростях деформации меньше (интервал I) и
больше (интервал III) указанный величин значение т
и склонность к сверхпластичности уменьшаются, а при
mС0,3 материал, перестает быть сверхпластичным.
Положение интервала II по шкале скоростей зависит
от ряда факторов, из которых важнейшим является ве-
личина зерна (см. дальше). Существенна также темпе-
ратура деформации. ч ,
Менее однозначно и необычно ведет себя зависимость
напряжения о от 8, отражающая зависимость напряже-
ния течения от скорости деформации.
Надежно установлено, что в состоянии сверхпластич-
ности величина сг мала. Она составляет несколько еди-
35* 555
ниц МПа и даже доли единицы. Большинство авторов
отмечают, что после деформации в интервале II упроч-
нения материала не происходит. Предел текучести а0,2
материала после деформации в режиме сверхпластично-
сти практически не изменяется и равен исходному зна-
чению.
В отличие от этого деформация в интервале III ско-
ростей деформации приводит к заметному упрочнению
материала.
Рис. 292. Зависимость параметра т
от скорости деформации:
1 — ультрамелкозернистый сплав в
состоянии, склонном к сверхпла-
стичности; 2 — крупнозернистый
сплав в состоянии, не склонном к
сверхпластичности
Рис. 293. Влияние температуры де-
формации на форму и положение
кривых а—8 сверхпластичного спла_
ва А1 + 33 % Си (диаметр зерна ра-
вен 7 мкм)
Связь между скоростью деформации и удлинением
6, %, проявляется через корреляционную связь между
т и 6. Из данных, приведенных на рис. 291, видно, что
сверхпластичность не сопровождается скачкообразным
изменением 6, но связь между т и б существует. В пер-
вом приближении она имеет вид
б % = (100™ — 1) 100.
Однако известно и много исключений, не укладыва-
ющихся в эту зависимость и еще не имеющих надежно-
го объяснения.
ТЕМПЕРАТУРА ДЕФОРМАЦИИ Тд. Изменение
температуры деформации резко влияет на форму и по-
ложение кривой <т=Це). При повышении температуры
кривая смещается в сторону более высоких скоростей
деформаций и меньших напряжений. На рис. 293 это по-
556
казано на примере сверхпластичного сплава Al+33 % Си.
На кривых cr=f(e) для разных температур нанесены
также соответствующие значения параметра т. Видно,,
что для сверхпластичных состояний значение т резко
растет по мере повышения температуры. Так, если при
443 К (0,35 от Тпл) т=0,10? то при 793 К (0,7 от ТПл)
т — 0,63. В отличие от этого при горячей деформации
обычных (не в состоянии сверхпластичности) металлов
и сплавов т увеличивается от примерно 0,02 при Тд=
= 0,4 7’пл До примерно 0,20 при Тд«ГПл.
Вместе с тем вплоть до температур, близких к.
0,4 ТПл, параметр т не превышает 0,3. Это означает, что
сверхпластическое поведение всегда наступает при тем-
пературах выше 0,4—0,5 Тпл, т. е. должно носить ха-
рактер высокотемпературного процесса.
Связь между параметрами Тд, о и е может быть, как
и в случае ползучести, описана с помощью уравнения
Аррениуса. С учетом того, что параметр т является тем-
пературно зависимой величиной, эта зависимость имеет
вид
1
8 ж о т ехр (— Q/RT) (206)
и
o^8wexp(Qm//?T). (207)
В этих зависимостях Q представляет собой эффек-
тивную энергию активации процесса. Ее анализ может
дать полезную информацию о механизме процесса сверх-
пластического течения.
Так, по данным многих авторов, значения энергии ак-
тивации Q для интервала II скоростей деформации близ-
ки к значениям энергии активации граничной диффузии,
а для интервала III — объемной диффузии.
Однако необходимо учитывать, что к трактовке фи-
зического смысла найденных из эксперимента значений
Q следует подходить с большой осторожностью. Сверх-
пластичность— сложное явление, связанное с одновре-
менным протеканием нескольких элементарных процес-
сов, удельная роль которых зависит от многих факторов.
Поэтому Q представляет собой эффективную энергию
активации процесса, она характеризует температурную
зависимость скорости его протекания.
557
Значения Q находят из наклона прямой, построенной
в координатах — 1g а — Т~х при постоянной 8, если поль-
ш
зуются зависимостью (206), или из наклона прямой в
координатах /nigs—Т~1 при постоянном напряжении о,
если пользуются зависимостью (207).
СХЕМА ДЕФОРМАЦИИ. Весьма важным для прак-
тики фактом является то, что сверхпластичность нечув-
ствительна к способу деформации. Опыты, выполненные
на сплавах одного состава, деформированных в услови-
Рис. 294. Влияние размера, и формы зерен на эффект сверхпластичности (па-
раметр иг) сплавов:
а. — эвтектоидный сплав Zn—Al (/ — размер зерна 0,5 мкм; 2 — 0,8; 3—11;
*4—1,8); б — эвтектический сплав Pb—Sn (/ — равноосные зерна; // — пла-
стинчатые зерна). Цифры на кривых — удлинение, %
ях растяжения, сжатия и кручения, дали идентичные ре-
зультаты. Но это справедливо лишь для полностью не-
текстурованного материала.
Отмечается лишь, что условия высокого гидростати-
ческого давления, затрудняющие образование трещин,
должны благоприятствовать сверхпластичности и, веро-
ятно, снижать температуру начала ее проявления.
ВЕЛИЧИНА ЗЕРЕН, ТЕКСТУРА, ФАЗОВЫЙ И
ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ. Уже в первых исследованиях
сверхпластичности было установлено, что обязательным
условием ее проявления является ультрамелкозернис-
тость структуры. Размеры кристаллитов должны быть
меньше 10 мкм,. притом чем меньше, тем лучше. Имен-
но мелкозернистость ответственна за необычно резкую
чувствительность напряжения деформации о сверхпла-
558
100 200 300 500 т.к
I------1-------1-------1___I
0,1 0,3 0,5 0,7
Гчмологическдя температура
Рис. 295. Влияние температуры
деформации на напряжение
.сверхпластического течения об-
разцов сплава Zn+22 % Al с
величиной зерна 1„1 (/), 2,5 (2)
и 4,5 мкм (3). Х.Р — хрупкое
разрушение
стичных материалов к скорости деформации 8. Не менее
важную роль играет и форма зерен. Пластинчатая фор-
ма зерен даже при сохранении малости размеров сни-
мает эффект сверхпластичности. Резкое влияние этих
двух факторов иллюстрируют зависимости, приведенные
на рис. 294. Увеличение размера зерен от 0,5 до 1,8 мкм
смещает область высоких зна-
чений т (интервал II) к ско-
ростям деформации, на три по-
рядка меньшим. Если же час-
тицы размером примерно
2,5 мкм вместо равноосной
имели пластинчатую форму,
то сверхпластичный сплав,
имеющий при равноосной фор-
ме зерен удлинение примерно
1500%, становится обычным с
максимальным удлинением
около 70%.. Такое резко отри-
цательное влияние пластинча-
той формы, видимо, связано с
тем, что она облегчает форми-
рование трещин уже на на-
чальных стадиях процесса те-
чения металла, что и приводит
к цотере сверхпластичности.
Следует отметить, что вли-
яние размера зерна d на на-
пряжение сверхпластйческо-
го течения оСп противопо-
ложно влиянию на предел текучести в условия^ обычной
деформации и имеет вид * ’
acn«dfl,
где а — коэффициент, близкий к единице; вместо crs«
a;rf-0-5 по зависимости Холла — Петча (см. гл. V).
Это различие очень хорошо видно из данных о влия-
нии температуры деформации на осп образцов класси-
ческого сплава Zn4-22% А1 с разной величиной-зерна —
от 1,1 до 4,5 мкм (рис. 295). Ниже 0,4 Тпл величина <тСп
тем.больше, чем меньше размер зерна, выше 0,4 Т^л—
чем больше размер зерна. Температура, при которой из-
меняется характер зависимости a=f(d), является тем-
пературой перехода в сверхпластичное состояние.
55$
Первые результаты по сверхпластичности были полу-
чены на эвтектоидных и эвтектических двухфазных спла-
вах. В результате длительное время полагали, что на-
личие двух фаз является также одним из условий сверх-
пластичности.
Однако позднее сверхпластичность была обнаруже-
на не только на двухфазных сплавах, но и на однофаз-
ных и даже на чистых металлах, хотя в последнем слу-
чае величина б была заметно ниже, чем в эвтектических
сплавах, но заметно выше, чем в условиях обычной де-
формации.
Особенностью двухфазных сплавов является то, что
наряду с малоугловыми и большеугловыми границами
зерен в пределах данной фазы в них имеются и границы
между разными фазами — так называемые межфазные
границы, которые являются барьерами для роста зерен
в пределах данной фазы за счет друг друга, т.е. тормо-
зят рекристаллизацию.
Отсюда следует, что основная роль частиц вторых
фаз сводится к тому, что они препятствуют росту зерен
в процессе сверхпластического течения, т. е. обеспечива-
ют стабильное сохранение ультрамелкозернистости ос-
новной фазы.
Ясно, что такую роль могут играть только частицы
таких фаз, которые сами являются термически высоко-
стабильными и не склонными к коагуляции при темпе-
ратуре деформации. Это значит, что температура
плавления второй фазы не может быть ниже ос-
новы.
Важное значение для двухфазных сплавов имеют
форма зерен обеих фаз и их распределение. Зерна каж-
дой из фаз должны быть по форме близки к равноос-
ным и равномерно распределенными. Как показал впер-
вые А. А. Бочвар, чтобы обеспечить максимальное удли-
нение, обе фазы должны занимать примерно равные
объемы. В этом случае число граничащих между собой
зерен одной и той же фазы будет минимальным и, следо-
вательно, условия для роста зерен путем рекристаллиза-
ции будут наименее благоприятными (см. гл. VII).
Такой подход хорошо объясняет, почему на чистых
металлах и однофазных сплавах не удается добиться
такой высокой сверхпластичности, как в двухфазных.
Это, видимо, связано с тем, что в отсутствие стабилиза-
торов размер зерна при длительных высокотемператур-
560
ных операциях сверхпластической деформации укрупня-
ется путем рекристаллизации. Результаты экспериментов
подтверждают это. Но, видимо, сводить роль частиц вто-
рой фазы только к роли стабилизатора микроструктуры
тоже нельзя. На двухфазных сплавах железа, сплавах
А1—Si и т. д. было установлено, что, несмотря на сохра-
нение мелкозернистости и высокие значения параметра
т, образцы разрушались после растяжения на 200—
300%. Причиной этого оказались трещины, .образую-
щиеся на межфазных границах. Особенностью частиц
вторых фаз в этих сплавах была их неодинаковая пла-
стичность.
Таким образом, частицы второй фазы, кроме собст-
венной устойчивости против коагуляции, необходимой
для выполнения роли стабилизатора, должны еще обла-
дать высокой пластичностью, близкой к пластичности
основной фазы.
В атомном механизме сверхпластичности важную
роль, видимо, играет скольжение по межфазным грани-
цам. Поэтому при большом количестве второй фазы
должны иметь существенное значение структура меж-
фазных границ и скорость диффузии по этим границам
по сравнению с межзеренными внутрифазовыми грани-
цами.
Роль легирующих примесей, входящих в твердый рас-
твор, изучена мало. В большинстве своем двойные спла-
вы, в которых обнаружена' сверхпластичность, содержат
элементы с близкой температурой плавления и диффу-
зионными характеристиками. Но имеется и много исклю-
чений из такой закономерности.
’ По этим же данным чистота исходных материалов йе
оказывает какого-либо заметного влияния на сверхпла-
стичность.
Вопрос об анизотропии сверхпластичности, о связи
ее с текстурой матрицы, а также об изменении этой тек-
стуры при сверхпластической деформации, несмотря на
его значение для понимания механизма процесса, иссле-
дован недостаточно.
На предварительно прокатанных сплавах' Zn+
+0,4% Al, Sn+38% Pb, а также алюминиевой бронзе
установлено, что образцы, вырезанные под разными уг-
лами к направлению прокатки, отличаются по величине
параметра т и максимальному удлинению. Степень
различия зависит от скорости деформации и максималь-
561
на в том интервале, в котором максимален коэффици-
ент т.
О. А. Кайбышевым на образцах сплава Zn+22%A1,
предварительно прокатанных по разным режимам, было
установлено, что у прокатанных, но не текстурованных
образцов (текстура снималась динамической рекристал-
лизацией) анизотропия о и б отсутствует. В текстурован-
ных образцах о также не зависит от направления, но
меньше по абсолютной величине, чем у нетекстурован-
ных. Резко анизотропной стала пластичность 6, %.
В направлении прокатки б возросло от 950 до 1200%.
Под углом 45° оно составило 1000%, а под 90° только
730%.
Наиболее существенным и, видимо, достоверным
представляется следующий факт, установленный рядом
авторов: при сверхпластической деформации с оптималь-
ными скоростями, соответствующими максимуму т и б
(т.е. скоростному интервалу II, см. рис. 292), обнару-
живается ослабление (А1+33% Си, СиА12) исходной тек-
стуры.
В отличие от этого при деформации с большими ско-
ростями (интервал III) в некоторых случаях обнаруже-
но усиление текстурованности образцов.
Практическое значение имеют и следующие факты.
Эффект сверхпластичности в прокатанном (текстурован-
ном) сплаве наблюдается в более широком интервале
скоростей деформации. Даже при е=3,6-10° с-1, т.е.
при скорости, близкой к скорости обычной деформации,
относительное удлинение составляет 150%.
Кроме того, снижение напряжения течения о в тек-
стурованном материале столь заметно, что даже может
перекрыть влияние размера зерна. Так, в прокатанном
сплаве с размером зерна d— 1 мкм величина а оказыва-
ется меньше, чем в закаленном (нетекстурованном)
сплаве с d=0,5 мкм.
3. ОСНОВНЫЕ ОСОБЕННОСТИ АТОМНОГО МЕХАНИЗМА
СВЕРХПЛАСТИЧНОСТИ
Выяснение атомного механизма сверхпластичности яв-
ляется необходимым условием обоснованного выбора
оптимальных технологических режимов сверхпластичес-
кой деформации, состава сплавов и их исходного струк-
турного и фазового состояния. Выяснение механизма
562
процесса принципиально важно также для физики пла-
стичности вообще.
На представления об этом механизме процесса нало-
жило вначале отпечаток то обстоятельство, что сверх-
пластичность была впервые обнаружена и относительно
длительное время изучалась только на двухфазных спла-
вах. Однако позднее, как было отмечено, сверхпластич-
ность была обнаружена и на однофазных сплавах, и да-
же на чистых металлах.
Пластическое течение в условиях повышенных тем-
ператур и малых скоростей в соответствии с существу-
ющими представлениями, рассмотренными в гл. III и IX,
может включать в себя в общем случае следующие ме-
ханизмы: дислокационные — скольжение и переполза-
ние, диффузионный направленный массоперенос (диф-
фузионную ползучесть) и скольжение соседних зерен
друг относительно друга (зернограничное скольжение).
Перечислим факты, которые необходимо учитывать
при анализе возможной роли каждого из этих механиз-
мов: 1) сверхпластичность проявляется чаще всего в
ультрамелкозернистом состоянии, причем не только в
двухфазных сплавах, но даже в чистых металлах. Од-
нако на двухфазных сплавах, как правило, удается до-
биться более высокой пластичности; 2) процесс проте-
кает с малой скоростью; 3) напряжение течения в усло-
виях сверхпластичности (интервал 77): а) необычно
резко чувствительно к скорости деформации, причем зави-
симость <j=f(s) и соответственно величины 'т носит
экстремальный характер; б) уменьшается с уменьшени-
ем величины зерна); 4) в процессе сверхпластичного
течения, несмотря на очень большую степень дефор-
мации, зерна остаются равноосными или слегка вытяги-
ваются в направлении деформации, плотность дислокаций
в зернах почти не изменяется, дислокационные скоп-
ления, в том числе у границ зерен, не возникают, соот-
ветственно упрочнение материала очень мало. В отли-
чие от этого деформация в скоростном интервале III
Сопровождается увеличением плотности дислокаций и
упрочнением.
5. Наличие текстуры в исходном состоянии влияет на
величину о, но особенно на удлинение б, %. Последнее
становится анизотропным. Кроме того, характер тексту-
ры в процессе пластического течения изменяется.
Механизмом диффузионной ползучести нельзя объ-
563
яснить скоростную зависимость параметра пг. Роль диф-
фузионной ползучести должна возрастать с уменьшением
скорости деформации. Поэтому пластичность и параметр
т должны были бы монотонно расти с уменьшением ско-
рости деформации, тогда как в действительности эти ха-
рактеристики с уменьшением е, пройдя через максимум,
начинают снижаться.
Скорость деформации ед.п, основанная на классичес-
кой модели диффузионной ползучести с учетом данных
Набарро — Херринга, выражается так:
€дп = 14 —- м uDo6
Д.И kTdi Об
где Рм — атомный объем; Doq и ОГр— коэффициенты
объемной и граничной диффузии; б — ширина границы
зерна; d—размер зерна; п — эмпирическая постоянная.
Однако скорость Деформации, рассчитанная на осно-
вании теории диффузионной ползучести, оказывается
для очень многих случаев на один — два порядка мень-
ше, чем наблюдаемая экспериментально.
Наконец, диффузионная ползучесть не в состоянии
объяснить текстурные изменения.
Большинство данных свидетельствует о том, что важ-
нейшую роль в оптимальных условиях сверхпластично-
сти (интервал II) играет зернограничное скольжение.
А. А. Бочвар уже в первых публикациях (1945—
1946 гг.) высказал предположение о том, что сверхпла-
стичное течение должно включать два процесса: а) меж-
зеренное перемещение [позднее этот процесс был наз-
ван зернограничным скольжением (ЗГС)]; б) залечи-
вание микронесплошностей (субмикропор), возникающих
по границам зерен в процессе зернограничного
скольжения. Позднее этот процесс, обеспечивающий це-
лостность материала и приспособление поверхностей гра-
ничащих кристаллитов и осуществляемый диффузион-
ным массопереносом в поле напряжений (диффузион-
ной ползучестью), был назван аккомодационным.
В двухфазных сплавах, по мнению А. А. Бочвара,
диффузионный массоперенос реализуется «растворно-
осадительным» механизмом (растворением пригранич-
ных объемов зерен одной фазы в приграничных объе-
мах соседних зерен второй фазы, диффузией через объ-
ем зерен этой второй фазы и осаждением на других
564
зернах первой фазы), воднофазных сплавах (чистых ме-
таллах) — рекристаллизационным ростом за' счет на-
правленного движения вакансий.
Позднее эти предположения были подтверждены экс-
периментально, а представления об атомном механизме
ЗГС развиты в работах ряда авторов, среди которых сле-
дует выделить Эшби и Вералла
Роль процессов, протекающих на границах зерен,
усиливается тем, что ультрамелкозернистость является
Рис. 296. Смещение царапин, предварительно нанесенных
на полированную поверхность образца в результате
сверхпластического течения
важнейшим условием проявления, сверхпластичности.
Эта роль должна’возрастать с повышением температуры.
Факт зернограничного проскальзывания подтверж-
ден экспериментально металлографическими наблюде-
ниями многих авторов. Об этом свидетельствует, в част-
ности, то, что царапины, нанесенные на предварительно
отполированную поверхность образцов и проходящие до *
деформации как прямые линии через несколько зерен,
после сверхпластического, течения оказываются состоя-
щими из отдельных отрезков, прямых в пределах от-
дельных зерен, но наклонно смещенных друг относитель-
1 Ashby М. F„ Verall R. 4. — «Acta Met.», 1973, № 21, р. 149—
160.
565
•но друга при переходе от одного зерна к другому (рис.
296).
С использованием просвечивающей электронной мик-
роскопии толстых фольг установлены взаимные смеще-
ния и развороты соседних зерен и даже смена зерен-со-
седей.
Полуколичественные оценки показали, что максимум
деформации, обусловленный ЗГС, наблюдается в том же
интервале скоростей деформации, в котором наблюдает-
Рис. 297. Модель сверхпластической деформации Эшби и Вералла
ся и максимум параметра т, и составляет до 60—70%
от общей деформации образца. Эшби и Вералл предло-
жили модель сверхпластической деформации, в которой
определяющая роль принадлежит зернограничному
скольжению, согласуемому с параллельно протекающей
диффузионной аккомодацией. Схема модели показана
на рис. 297, на котором приведено положение четырех
зерен в начальном (рис. 297,а), промежуточном (рис.
297,6—г) и конечном (рис. 297,6) состояниях.
В процессе деформации зерна отходят друг от друга
(см. зерна 3 и 4)*. Соседние зерна перемещаются не па-
раллельно, а по перпендикулярным траекториям (зерна
1 и 2 перемещаются перпендикулярно направлению пе-
* Факт отхода зерен в процессе сверхпластичности подтвержу
ден экспериментальными наблюдениями на сплаве Zn+22 % Al.
566
ремещения зерен 3 и 4) и вращаются при передвижении.
Важной особенностью является то, что течение материа-
ла происходит неравномерно.
Переход зерен из начального в конечное положение
включает в себя процессы: а) ЗГС — зерна передвига-
ются сдвигом друг относительно друга в плоскости гра-
ницы. Этот сдвиг значительно больше, чем в модели диф-
фузионной ползучести; б)- диффузионный перенос по
нормали к границе объемной и граничной диффузией.
Пути диффузии, как видно из схемы на рис. 297, г, не-
велики (примерно 0,3d), а смещаемый объем составля-
ет примерно =С25°/о объема зерна; в) изменение вели-
чины поверхности зерна — площадь межзеренных гра-
ниц увеличивается при переходе в промежуточное
состояние.
Это и обеспечивает увеличение скорости течения при-
мерно на порядок по сравнению с равномерным течени-
ем по механизму диффузионной ползучести.
Выражение для скорости течения &a.v по модели
Эшби и Верталла имеет вид
ёл.у = 98-^ (208)
kTd2 \ a J \ dDQ§ )
где Е3.г — зернограничная энергия.
Механизмом, конкурирующим с рассмотренным по
мнению Эшби и Вералла, является дислокационная пол-
зучесть, включающая консервативное скольжение и пе-
реползание дислокаций.
Скорость течения дислокационной ползучестью ед
выражается так:
8д = Д-^-(-^)"ехр(-^д/^), . (209)
где <2Д — энергия активации дислокационной ползучести.
Итоговая скорость течения может быть выражена
суммой е=ел.г+ед.
На рис. 298 приведен® результаты расчета нормали-
зованного напряжения o/G и показателя скоростного уп-
рочнения т от скорости деформации для свинца по за-
висимостям (208) и (209). Кроме того, показан вклад
разных механизмов течения в зависимости от скорости
деформации.
На рис. 299 приведены результаты оценки вклада
разных механизмов деформации, выполненные И. И. Но-
567
виковым и В. К- Портным для сплава Zn-j-22% Al при
разных скоростях растяжения.
Эти данные дают основание считать, что в оптималь-
ных условиях сверхпластического течения (интервал II)
основной вклад в суммарную деформацию вносит ЗГС,
согласованное с диффузионной аккомодацией. При мень-
ших скоростях деформа-
ции (интервал I) возра-
стает роль диффузионной
ползучести, при больших
скоростях (интервал
III) — дислокационная
ползучесть.
Vp,MM/HUH
Рис. 299. Вклад разных механиз-
мов деформации в растяжение
сплава Zn + 22 % Al (6 = 20 %) при
разных скоростях растяжения:
1 — зернограничное скольжение; 2—
диффузионная ползучесть; 3— внут-
ризеренное дислокационное сколь-
жение
Рис. 298. Расчетная зависимость нор-
мализованного напряжения a/G и па-
раметра т от скорости деформации
при 0=0,5 и величине зерна а=1 мкм
(nd Эшби и Вераллу):
1 — преобладает диффузионная ползу-
честь; 2 —вклад двух механизмов; 3 —
преобладает дислокационная ползу-
честь; 4 — вклад дислокационной пол-
зучести; 5 — =0,9); 6 — пороговое
напряжение
С увеличением размера зерна (в пределе 0,5—
10мкм), с понижением температуры и увеличением ско-
рости деформации возрастает вклад дислокационной
ползучести.
4. ПРАКТИЧЕСКОЕ ИСПОЛЬЗОВАНИЕ
СВЕРХПЛАСТИЧНОСТИ
ПРИ ОБРАБОТКЕ МЕТАЛЛОВ ДАВЛЕНИЕМ
Сверхпластическая деформация относится к одному из весьма пер-
спективных методов обработки металлов давлением. Во многих слу-
чаях этот метод значительно экономичнее обычных методов дефор-
мации. Кроме того, он создает качественно новые возможности для
улучшения свойств и деформируемости материалов.
568
Вместе с тем метод, безусловно, не универсален. Для оптималь-
ного его использования необходимо понимание его возможностей,,
преимуществ и недостатков.
ПРЕИМУЩЕСТВА И НЕДОСТАТКИ МЕТОДА СВЕРХПЛАС-
ТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ. Наиболее. важные преимущества
сверхпластической деформации заключаются в следующем:
1. Высокая деформируемость сплавов значительно расширяет
возможности обычных методов формоизменения с пймощью пласти-
ческой деформации, особенно применительно к изделиям сложной
формы. Это позволяет обеспечить точное воспроизводство формы
изделий сложной конфигурации за одну операцию вместо несколь-
ких. Кроме того, позволяет уменьшить расход металла и сократить
расходы на дорогостоящие операции механической обработки
и сварки.
2. Очень небольшие усилия (напряжения), необходимые для
сверхпластической деформации, позволяют существенно увеличить
размеры обрабатываемых заготовок (изделий) на том же по мощ-
ности оборудовании и тем самым избежать затрат на новое, более
мощное оборудование.
Кроме того, столь малые усилия позволяют весьма эффективно-
использовать для формоизменения металлов и сплавов новые спо-
собы деформации, в том числе такие, как вакуумное формоизмене-
ние, широко применяемое в производстве пластмасс. Этот способ
особенно перспективен для операции вытяжки листового материала.
Кроме всего, это уменьшает износ инструмента и снижает стои-
мость штампов.
3. В некоторых случаях сверхпластическая деформация позво-
ляет избежать даже при весьма высоких степенях деформации та-
кого существенного ' недостатка, как разнотолщинность изделий,
особенно часто встречающуюся при операциях глубокой вытяжки.
4. Практическое отсутствие остаточных упругих макро- и микро-
напряжений, вызванное особенностями сверхпластического течения,
обеспечивает высокую стабильность размеров и формы готовых из-
делий и хорошие антикоррозионные свойства.
5. Высокая равноосность и ультрамелкозернистость структуры
при слабой или отсутствующей текстуре обеспечивает благоприят-
ный комплекс механических свойств в условиях работы при невы-
соких температурах — высокий предел текучести, ударной вязкости
и сопротивления усталости и их изотропность, а также’ хорошее
качество поверхности.
Существенно, что в тех случаях, когда мелкое зерно в готовом
изделии нежелательно, например для предотвращения или ослабле-
ния шолзучести в изделиях, работающих длительное время при по-
вышенных температурах, оно (зерно) может быть укрупнено с по-
мощью заключительного нагрева (термической обработки).
Вместе с тем необходимо учитывать и негативные стороны ме-
тода и искать пути их наиболее рационального преодоления. Мас-
совому использованию сверхпластичности препятствуют:
1. Малая скорость деформации, при которой металлы и сплавы
обладают сверхпластическими свойствами (когда /л>0,3). Как от-
мечалось ранее, эта скорость колеблется в пределах от Ю-4 да
10-1 с-1.
Оценим, какому времени деформации практически соответству-
ют эти скорости. Время деформации равно: тдеф = 8/е. Пусть реаль-
но необходимая степень деформации составляет 200 %*. Тогда для
36—790
56»
скоростей деформации 10“4, 10"3 и ДО"1 с~] время, необходимое
для деформации, на такую степень, составит соответственно 5 ч/
30 мин и 20 с. Как видим, увеличение скорости деформации на по-
рядок по величине сокращает соответственно на один порядок и
время, необходимое для. изготовления детали.
Основной путь увеличения допустимой скорости деформации,
как следует из данных, рассмотренных в п. 3 данной главы, — это
уменьшение размера зерна, ~на что и должны быть нацелены усилия
технологов.
2. Необходимость получения заготовки с ультрамелким зерном
(1—10 мкм), размер которого практически должен сохраняться на
протяжении всего процесса сверхпластической деформации. Послед-
нее требование является особо сложным для однофазных сплавов
и чистых металлов и в ряде случаев пока невыполнимым.
Некоторые способы уменьшения величины зерна были рассмот-
рены в гл. IX. Некоторые способы рассмотрены дальше.
3. Необходимость применения горячего инструмента, темпера-
тура которого должна сохраняться в течение всего процесса дефор-
мации. Охлаждение деформируемой заготовки за счет соприкосно-
вения с холодным инструментом приводит к резкому уменьшению
параметра т и потере сверхпластичности.
Это требование вызывает особые трудности, когда сверхпла-
стической деформации подвергаются высокотемпературные материа-
лы (жаропрочные сплавы на никелевой основе, сплавы на основе
тугоплавких материалов и т.п.).
4. Необходимость пребывания изделия в матрице до темпера-
туры потери сверхпластичности. В противном случае, будучи на-
гретыми до состояния сверхпластичности, изделия по выходе из
матрицы могут изменить свои размеры и форму при любом случай-
ном и небольшом усилии.
СПОСОБЫ ФОРМООБРАЗОВАНИЯ ПРИ СВЕРХПЛАСТИ-
ЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ. Эти способы зависят от ряда факторов,
в частности от формы исходных заготовок. В настоящее время наи-
большее распространение на практике нашли формоизменение и
глубокая вытяжка листового материала.
Наряду с методами вытяжки листов на обычном прессовом обо-
рудовании все большее распространение получают методы вакуум-
ного или вакуумно-газового прессования (пневмоформовка). В тех
случаях, когда окисление металла или сплава не представляет
опасности, вместо инертных газов может быть использован воздух.
Давление газа в зависимости от требуемого напряжения а колеб-
лется от нескольких атмосфер до нескольких десятков атмосфер.
Некоторые способы вакуумно-газового термопластического фор-
моизменения показаны на рис. 300. Они обеспечивают большую
равномерность удлинения, деформацию изделий сложной формы за
одну операцию без промежуточных отжигов, а во многих случаях
и без операций доводки (подпрессовки.),.
Для целей волочения трубной заготовки предложен оригиналь-
ный бесфильерный метод, использующий сверхпластическое течение.
Трубную заготовку (рис. 301) зажимают в фиксаторе (/) с одного
конца, а с другого вытягивают с контролируемой скоростью v2. Ин-
дуктор (2) нагревает локализованный участок трубы до температу-
ры сверхпластичного состояния и перемещается в направлении, об-
ратном вытягиванию со скоростью t>i. Получаемое обжатие опреде-
ляется из соотношения (Di/D2)2 = (v2/vx)— 1. Многократные прохо-
570
ды позволяют получить большие суммарные обжатия (за один про*
ход получают до 50 %) •
Этот же способ может быть применен и для получения из труб-
ной заготовки изделия конической формы. В этом случае одна ив
скоростей должна быть постоянной, а другая переменной.
Рис. 300. Схема вакуумно-газового сверхпластического формоизменения:
/ — деформируемая заготовка; 2 — штамп; 3 —вакуумная камера; 4 —крыш-
ка; 5— прижим. Стрелкой показано направление откачки
Рис. 301. Бесфильерный метод во-
лочения трубной заготовки в сверх-
пластичном состоянии
ОСНОВНЫЕ СОВРЕМЕННЫЕ СВЕРХПЛАСТИЧНЫЕ МЕ-
ТАЛЛЫ И СПЛАВЫ. Перечень металлов и сплавов, обладающих
свойствами сверхпластичности, ин-
тенсивно расширяется. В табл. 17
приведены описанные в литерату-
ре металлы и сплавы, в которых
явление сверхпластичности обна-
ружено и практически использу-
ется. Это важно иметь в виду,
поскольку, как теперь становится
ясным, потенциально сверхплас-
тичными являются очень многие
сплавы вообще;.
Из табл. 17 следует, чт'о сре-
ди сверхпластичных материалов
имеются металлы, однофазные и многофазные сплавы, содержащие
от двух до восьми и более компонентов.
Анализ показывает, что наибольшую сверхпластичность обна-
руживают двухфазные сплавы с примерно равным количеством и
однородным распределением фаз. В качестве примера таких спла-
36*
* 571
bob можно привести классический эвтектоидный сплав Zn+22 % Al,
двухфазны^ сплав на основе бериллия Ве+38 % А1 со структурой,
сходной с эвтектоидной; (а+Р)-титановые сплавы, в которых мак-
симум сверхпластичности обнаружен при температурах, соответ-
ствующих (а + Р) -области, сложнолегированный никелевый сплав, со-
держащий примерно равные количества у+у'-фаз с г. ц. к. и г. п. у.
решетками соответственно; хромоникелевая нержавеющая сталь
s(Fe+26 % Сг+6,5 % Ni), состоящая из мелких включений аусте-
нита в ферритной матрице.
Наименее перспективными в отношении сверхпластичности яв-
ляются металлы высокой степени чистоты и однофазные сплавы с
низкой температурой рекристаллизации. В этих материалах при
температурах сверхпластичности в условиях малых скоростей де-
формации не удается предотвратить роста зерна. Единственный
возможный путь — введение в них небольших количеств малорас-
творимых примесей для создания мелкодисперсных частиц второй
фазы, стабилизирующих границы зерен.
В табл. 17 сверхпластичные металлы и сплавы разбиты на
группы в зависимости от интервала температур деформации, в ко-
тором проявляется их сверхпластичность.
Наибольший интерес в настоящее время представляет средне-
температурная и, видимо, в ближайшее время высокотемпературная
группа материалов. К последней относятся жаропрочные сплавы на
основе никеля, конструкционные сплавы на основе титана и т. д.
Трудность практического применения последней группы сплавов
связана с необходимостью разработки специальных приемов созда-
ния ультрамелкого зерна в исходном (до сверхпластической дефор-
мации) состоянии. Некоторые из этих способов рассмотрены даль-
ше. Металлы и сплавы, приведенные в табл. 17, можно классифици-
ровать и по способам создания в них ультрамелкозернистой струк-
туры. Это в свою очередь связано с фазовым составом и пластич-
ностью сплавов при обычных условиях деформации.
С учетом этого все материалы могут быть разбиты на три
группы: а) эвтектические и эвтектоидные сплавы. Эти сплавы обла-
дают мелкозернистой двухфазной структурой. Типичным примером
подобных сплавов является классический сплав Zn+22 % Al.
Однако, поскольку эвтектика обычно имеет пластинчатую фор-
му, для создания равноосной мелкозернистой структуры и придания
сплаву сверхпластических свойств приходится после кристаллизации
прибегать к помощи горячей деформации и нагревов; б) сплавы,
подвергаемые термомеханической обработке. К ним относятся двух-
фазные сплавы, в которых двухфазность возникает в результате
распада пересыщенного твердого раствора или фазовой перекри-
сталлизации. Мелкозернистость создается горячей деформацией при
температурах, соответствующих двухфазному состоянию.
Конкретные режимы деформации (температура, скорость, схе-
ма) определяется природой сплава, его пластичностью, кинетикой
и механизмом фазового превращения, термической стабильностью
фаз.
Так, по данным И. И. Новикова и В. К. Портнова для двухфаз-
ных латуней хорошие результаты дает термомеханическая обработ-
ка, состоящая из закалки и прокатки при температурах бейнитного
превращения, для двухфазных титановых сплавов и нержавеющей
хромоникелевой стали — сильная горячая деформация в а+|3- и
а+у-областях соответственно; в) сплавы, получаемые методом по-
572
Рис. 302. Стакан из стали
12Х18Н10Т, полученный вытяж-
кой в сверхпластическом состо-
янии
рошковой металлургии. К ним относятся хрупкие сплавы, а также
сплавы с резко выраженной склонностью к ликвации. В этом слу-
чае для подготовки к сверхпластической деформации приходится
получать литые сплавы и подвергать их последовательному дробле-
нию, прессованию порошка, спеканию и термомеханической обра-
ботке в двухфазной области либо получать тот же порошок распы-
лением сплава, либо, наконец, деформировать сплав в двухфазной
области экструзией (вообще по схеме, близкой к всестороннему
сжатию).
При этом необходимо учитывать, что в процессе прессования
и спекания легко протекают процессы окисления поверхности ча-
стиц, поэтому эти операции, как правило, проводят в вакууме.
ПРИМЕРЫ ИСПОЛЬЗОВАНИЯ СВЕРХПЛАСТИЧНОСТИ И
СПОСОБОВ СОЗДАНИЯ УЛЬТРАМЕЛКОЗЕРНИСТОЙ ИСХОД-
НОЙ СТРУКТУРЫ. К настоящему времени уже накоплен некото-
рый опыт практического использова-
ния сверхпластичности, позволяющий
указать области, где метод наиболее
перспективен.
Прежде всего это. детали, полу-
чаемые методом глубокой вытяжки,
в которых сверхпластичность позво-
ляет сократить число операций (т. е.
уменьшить трудоемкость и стоимость
инструмента), обеспечить более стро-
гое соблюдение геометрии изделия,
особенно в участках со сложными и
резкими переходами размеров, умень-
шить расход металла из-за неблаго-
приятной текстуры (фестонистость).
К таким деталям относятся разного
типа гильзы ‘ и стаканы, панели авиационных крыльев, ящики для
хранения инструмента и т. п.
На рис. 302 показаны детали, полученные методом глубокой
вытяжки из стали 12Х18Н10Т. *
При обычной технологии глубокой вытяжки стакан из стали
12Х18Н10Т вытягивается за три перехода с промежуточными отжи-
гами, травлением и т. д. (см. рис. 302). При вытяжке в сверхпла-
стичном состоянии эта же деталь получается за один переход. При
этом вместо 630-т пресса двойного действия оказывается достаточ-
ным 100-т гидравлический пресс, улучшается однородность толщины
стенок детали, на 10—12 % улучшается коэффициент использования
металла. За счет однородно мелкозернистой структуры улучшаются
механические свойства. Условия сверхпластической деформации:
/°«780-?850°С; е== 10~2ч-Ю-1 с"1 (т.е. 4 мин на одно изделие).
Ультрамелкое зерно было получено с помощью скоростной рекри-
сталлизации после холодной прокатки. Для этого нагрев катаных
заготовок проводили в соляной ванне до 780° со скоростью 30—
50 °C с-1 и закаливали в воде.
В панелях авиационных крыльев ’ сверхпластическая деформа-
ция позволяет получить более высокую жесткость за счет того, что
удается избежать утонения в кромках (см. точку А на рис. 303).
В панелях авиационных грузовых переборок за счет отсутствия
макронапряжений удается избежать обратного пружинения листа.
Сверхпластичность обладает большими преимуществами в слу-
574
чаях, когда необходимо обеспечить хорошее заполнение штампа и
точное воспроизводство его рисунка.
В последнее время усиливается тенденция использования сверх-
пластичности для получения деталей йз хрупких жаропрочных спла-
вов, ранее изготавливавшихся литьем (диски турбин с лопатками
ит. д.). Это позволяет получить существенно лучшие свойства за
счет более однородной микроструктуры.
Основным препятствием на пути- более широкого использования
сверхпластичности этих сплавов являются трудности создания в них
Рис. 303. Схема панели авиационных крыльев, полученной из листа с исполь-
зованием эффекта сверхпластичности (сплав Ti+6 % А1+4 % V)
ультрамелкого зерна. Перспективными технологическими способами
получения такого зерна, видимо, являются деформации в условиях,
близких к всестороннему сжатию с последующей рекристаллизацией,
а также методы порошковой металлургии.
Преимущества, которые дает сверхпластическая деформация
этих сплавов, и способы получения ультрамелкого зерна в них вид-»
ны из следующих примеров.
Рассмотрим сплав ХН55ВМТКЮ на никелевой основе. Образцы ‘
сплава (/=150 м, d=8 мм) деформировали гидроэкструзией на
е==43 % при 250°C, что на много ниже температуры рекристалли-
зации сплава. После этого экструдированные образцы подвергали
испытаниям при разных температурах. В процессе нагрева и испы-
тания в экструдированных образцах шла первичная рекристаллиза-
ция, на которую накладывался распад твердого раствора у, с вы-
делением частиц у'-фазы. Обратное растворение у'-фазы начинается
при нагреве до температуры выше 1160 °C и сопровождается ростом
зерна матрицы. До начала этого роста размер зерна составлял око-
ло 3 мкм, т.е. достаточно мелкий и благоприятный для проявления
сверхпластичности.
Для сравнения испытывали образцы этого же сплава после
предварительного отжцга при 1200 °С и имевшие после отжига раз-
мер зерен d—100 мкм.
575
Пластичность предварительно экструдированных образцов ока-
залась выше, чем отожженных. Максимума эта разница достигает
при 1160°С (бэкстр= 160 %, 6ОТож = 70 %). При этом деформация
гидроэкструдированных образцов аналогична сверхпластической
(высокая скоростная чувствительность е, равномерность деформа-
ции, зависимость б от 8, отсутствие упрочнения).
Другой способ получения ультрамелкозернистой структуры за-
ключается в том, что экструзию ведут при значительно более высо-
Рис. 304. Сечение диаграммы состояния системы Fe—Сг—Ni при 1100 °C
ких температурах — немного ниже температуры рекристаллизации
(Т'рекр—Т’деф =50 °C). При этом за счет выделения энергии при де-
формации происходит саморазогрев изделия до Г>Грекр и первич-
ная рекристаллизация, измельчающая зерно, происходит непосред-
ственно при экструзии и последующем нагреве. Опробование этого
метода на сплаве типа JN-100 также дало положительные ре-
зультаты.
Метод порошковой металлургии (измельчение+прессование+
+спекание) с последующей деформацией экструзией при 1050—
1150 °C был опробован на сплаве ЖС6-КП. Этот сплав характерен
тем, что его структура также двухфазна (у+у'), как и сплава
ХН55ВМТКЮ, однако с той разницей, что количество и размер ча-
стиц у'-фазы в сплаве ЖС6-КП намного больше и примерно равны
576
количеству и размерам частиц у-фазы. Это значит, что структура
сплава ЖС6-КП близка к структуре сплава Zn+22 % Al.
После указанных режимов обработки образцы сплава ЖС6-КП
имели размер зерен у- и у'-фаз около 3 мкм. При 1100—1150 °C
сплав в таком мелкозернистом состоянии имел все признаки сверх-
пластичности (о<3-ь7 МПа, 6 = 420 %).
К числу практически важных сплавов, которые можно получать
и деформировать в сверхпластическом состоянии, относятся железо-
хромоникелевые сплавы с двухфазной структурой, называемой в за-
рубежной литературе структурой микродуплекс. Этим .термином
обозначают двухфазную структуру, в которой высокодисперсная фа-
за с решеткой о. ц. к. (а') или г. ц. к. (у') распределена в аустенит-
ной (у) либо ферритной (а) матрице.
Рис. 305. Типичная структура «микродуплекс» в сплаве системы
Fe—Cr—Ni в железохромоникелевом сплаве
На сечении диаграммы состояния тройной системы Fe—Сг—-Ni
при 1100 °C (рис 304) этим сплавам соответствуют двухфазные об-
ласти а'+у (основа никель или железо + никель) и а+у (основа
железо), где а'-фаза с о.ц.к. решеткой обогащена хромом. При бо-
лее высоких температурах эти сплавы являются однофазными а
(о. ц. к.) в сплавах на основе железа и у (г. ц. к.) в сплавах с вы-
соким содержанием никеля.
Типичная структура двухфазного сплава, в котором а'-фаза,
богатая хромом, расположена в г. ц. к. матрице (преимущественно
по ее границам), показана на рис. 305.
Структуру микродуплекс можно получить с помощью методов
термомеханической обработки. При отработке конкретных режимов
ТМО необходимо учитывать, что в сплавах на основе железа выде-
ление второй фазы происходит медленнее, чем в сплавах на основе
никеля.
При режиме ВТМО (рис. 306, а, б) перед горячей деформацией
сплав нагревают н'а температуру, отвечающую однофазной высоко-
температурной области в течение времени, достаточного для полного
растворения дисперсной фазьк Последующая деформация и режим
охлаждения должны обеспечить параллельное протекание рекристал-
лизации и распада твердого раствора. Частицы выделившихся фаз
стабилизируют размер рекристаллизованного зерна.
Если выделение второй фазы протекает быстро, то BT2V1O ведут
по режиму, показанному на рис. 306, а, если медленно — по режиму,
приведенному на рис. 306, б.
577
При режиме НТМО (рис. 306, в, г) сплав также переводят пе-
ред деформацией в однофазное состояние (закалкой из однофазной
области). Холодную деформацию проводят в однофазном состоянии
пересыщенного твердого раствора. Последующий рекристаллизаци-
онный нагрев осуществляют при температурах в пределах двухфаз-
ной области. В этом случае в зависимости от степени предшество-
вавшей деформации и степени пересыщения раствора распад будет
Рис. 306. Режимы термомеханической обработки, обеспечивающие по-
лучение в сплавах системы Fe—Сг—Ni стабилизированной мелкозерни-
стой структуры «микродуплекс»:
а, б — ВТМО; в, г — НТМО; I — однофазная область; II — двухфазная
или опережать рекристаллизацию, или протекать одновременно
с ней и тем обеспечивать торможение роста рекристаллизованных
зерен, как и в случае ВТМО.
По литературным данным, с помощью описанных технологичес-
ки несложных методов удается получать стабильное зерно разме-
ром меньше 10 мкм.
РЕКОМЕНДАТЕЛЬНЫЙ БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК
Г рабский М. В. Структурная сверхпластичность металлов. М.,
«Металлургия», 1975. 300 с. с ил.
Давыдов В. А.— «Металловедение и термическая обработка»,
1976, т. 10, с. 5—35.
Кайбышев О. А. Пластичность и сверхпластичность металлов.
М., «Металлургия», 1975. 279 с. с ил.
Новиков И. И., Портной В. К. Сверхпластичность сплавов с уль-
трамелким зерном. М., «Металлургия», 1981. 168 с. с ил.
578
ПРЕДМЕТНЫЙ УКАЗАТЕЛЬ
Аккомодация 177
Анизотропия;
механических свойств 292
пластических свойств 500
термического расширения 297
Атмосфера Коттрелла 91
— Сноека 92, 222
— Сузуки 93, 222
Баушйнгера эффект 234
Бюргерса вектор, контур 31,32
Вакансии 27
— сток 209
Возврат 206, 300
Границы зерна:
большеугловые 39, 40
движение 168
двойниковые 164
малоугловые 39
миграция 324
модель случайных границ 165
строение 158
Двойники деформационные 131
----взаимодействие с дефек-
тами 145
— роста 131
Двойникование 132
— дислокационный механизм
140
— плоскость 131
Дефекты:
объемные 38, 42
поверхностные 38
точечные 27
упаковки 69, 97
— внедрения, вычитания 72
— энергия 70
Деформация пластическая:
внутризеренная 105, 223
‘ монокристаллов 182
поликристаллов 223
геометрия скольжения 115
горячая 513
диаграмма напряжение — де-
формация 234, 236
диффузионно-дислокационный
механизм 156
карандашное скольжение 109
кривые напряжение — дефор-
мация 113
линии скольжения 108
межзеренная 105
модель Коттрелла 225, 239
механизмы 105
приведенное напряжение сдви-
га 110
системы скольжения 106
стадии упрочнения 183, 189,
193, 204, 208, 209
теплая 512
холодная 511
Деформируемость .490
Дислокации:
винтовые 30, 43
диполи 213
единичные 33, 78, 90
зернограничные (ЗГД) 166
классификация 31
краевые 31, 32, 44, 45
— взаимодействие 53
— экстраплоскость 31, 32, 69
лес 207
линии 96
Ломера — Коттрелла 77
метод декарирования 100
— ямок травления 101
образование 51, 103
переползание 125
пересечение 84
плотность. 38, 64, 101
полные 67, 68
призматические петли 209
размножение 65—67
расщепление 70, 195
реакции 63 .
сетка 98
сидячие 77
скольжение 33, 36, 128, 195,
ступенька 84
супердислокации 33
частичные 68, 78
Франка 72
энергия 46, 47
Зона скольжения 192
Зуб текучести 91
Коалесценция субзерен 322
Коттрелла модель 225, 239
Коттрелла — Билби полюсный
механизм 141
Кривые упрочнения 243
— — поликристаллов 231, 236
----стадии 203
Кристалл:
анизотропия упругих свойств
25
силы связи 5, 6
теоретическая прочность 20
579
типы структур 1 1
упругие свойства 24
Критерий Франка 67
Кульман-Вилсдорф теория 213
Междоузлие октаэдрическое 14
Микроскопия просвечивающая
электронная 95, 99
Мотта теория 211
Наклеп 89
Напряжение деформирующее
207, 214
— критическое сдвиговое 183
— течения 197, 448
---влияние технологических
факторов 462
Пайерлса — Набарро напря-
жение 62, 218
Пластическое течение 393—399
---масштабный эффект 434
Пластичность 486
— влияние дефектов 492
---внешней среды 525
---геометрического фактора
528
— диффузионная 153
— показатель 488
— предел 487
Плоскость двойникования 131
— легкого скольжения 63
— поперечного скольжения 191
— сброса 149
Площадка текучести 91
Полигонизация 304, 308, 309
— стабилизирующая 308
— предрекристаллизйционная
309
— вторичного скольжения 152
— деформации 149, 151
— сброса 150
Проскальзывание зерногра-
нйчное 158
Разрушение:
вязкое 431
— влияние разных факторов
432, 435
дислокационные модели 425
критерии 446
масштабный эффект 434
хрупкое (теория) 421
Разупрочнение деформационное
197
Рекристаллизация 311
— вторичная 312, 328
— диаграммы 354, 382
— динамическая 313, 360, 369
— механизм 330
— первичная 313
— разнозернистость 388
— скорость 325
— стадии 325
— статическая 313
— температурный уровень 342,
344, 347, 349
— текстуры 406
Реология 482
Сбросообразование 149
Сверхпластичность 547
— атомный механизм 562
— влияние технологических
факторов 555 •
— использование при ОМД 568
Связи межатомные 6—8, 10,
11, 19
Сдвиг ротационный 149
Скольжение зернограничное 562
— поперечное двойное 194, 195
— ротационное 152
Степень деформации 486
---при ВТМО 538
---предельная 486
Тейлора теория 211
Текстура:
волочения 281
деформации 259
изменение при рекристал-
лизации 419
классификация 260—264
методы анализа 215, 272—
274
полюсные фигуры 266
прокатки 278, 285
рассеяние 265
растяжения 284
сжатия 285
труб 289
Термомеханическая обработка:
ВТМО, НТМО 533
примеры использования 545
роль технологических фак-
торов 548—545
Томсона тэтраэдр 73
Топография рентгеновская 99
Упрочнение 89
— барьерное 226
— высокотемпературное 208
— дисперсными частицами вто-
рой фазы 221
— стадии 183—193
— теории 211—223
Франка — Рида источник 66
Френкеля дефект 28
Шейка разрушения 197
Шмида фактор 111, 112
Шоттки дефекты 27
Энергия связи 5
ОГЛАВЛЕНИЕ
Стр.
Предисловие . ... . . . . ... . . . 3
Глава I. Межатомные силы, металлические кристаллы и их
упругие свойства .............................. ... 5
1. Силы связи в кристалле. Кристаллическое строение ме-
таллов .......................................... . ' . S
2. Упругая деформация кристаллов...................21
Рекомендательный библиографический список ... 26
Глава II. Элементы теории структурных несовершенств в
кристаллах .................................................26
1. Структурные несовершенства в реальных кристаллах . 27
2. Упругие свойства дислокаций....................42
3. Дислокации в типичных кристаллических структурах . 67
4. Движение и пересечение дислокаций. Взаимодействие
дислокаций с точечными дефектами.........................84
5. Методы выявления и исследования дислокаций . 96
6. Образование дислокаций................................ЮЗ
Рекомендательный библиографический список . . . 105
Глава III. Механизмы пластической деформации . 105
1. Деформация скольжением...............................106
2. Деформация двойникованием............................131
3. Сдвиговые механизмы пластической деформации, свя-
занные с внутрикристаллической переориентировкой . 148
4. Механизмы диффузионной пластичности .... 153
5. Механизмы зернограничной пластической деформации 158
Рекомендательный библиографический список . . . 182
Глава IV. Пластическая деформация монокристаллов 182
1. Деформация кристаллов с г. ц. к. решеткой . .183
2. Деформация кристаллов с о. ц. к. решеткой ... 199
3. Деформация кристаллов гексагональных металлов 201
4. Теории деформационного упрочнения..............210
Рекомендательный библиографический список . . . 223
Глава V. Пластическая деформация поликристаллов . * . 223
1. Влияние границ зерен на процесс деформации и вид кри-
вой т — у.................................’ . . . . 223
2. Локальность деформаций в поликристаллах . . . 228
3. Особенности деформации и вид диаграмм о — е некото-
рых поликристаллических металлов........................231
4. Расчет кривых упрочнения поликристаллов по данным
для монокристаллов.................................... 236
5. Влияние величины зерна на пластичность и напряжение
течения поликристаллов................................. 238
6. Роль двойникования в процессе пластической деформа-
ции поликристаллов .................................... 244
7. Структура и свойства пластически деформированного
поликристалла........................................г 247
Рекомендательный библиографический список . . ’. 258
581
Стр.
Р л а в а VI. Текстуры деформации..........................259
1. Общие представления. Классификация текстур . . 259
2. Методы анализа текстур. Полюсные фигуры . . . 265
3. Общие принципы влияния напряженно-деформированно-
го состояния на тип текстуры деформации . . . 274
4. Влияние условий деформации, кристаллохймичесзюй
природы материала и легирования на конкретный тип
текстур деформации .....................................281
5. Анизотропия основных свойств текстурованных материа-
Рекомендательный библиографический список . . . 298
рлава VII. Основные особенности и движущая сила про-
цессов разупрочнения (возврата, полигонизации
и рекристаллизации) деформированных металлов
и сплавов.............................................- . 298
1, Механизм и температурный уровень процессов возврата
и полигонизации.........................................300
о. Механизм и температурный уровень процессов рекри-
сталлизации .... ................................... . 311
3. Движущие силы рекристаллизации на разных ее стадиях 325
Рекомендательный библиографический список . . . 329
VIII. Рекристаллизация при нагреве после холодной
Деформации (статическая рекристаллизация) 330
1. Зависимость механизма рекристаллизации и характера
микроструктуры от условий деформации и нагрева . 330
2, Влияние на рекристаллизацию атомной структуры спла-
ва, природы растворенных примесей и частиц дисперс-
ных фаз.................................................341
3, Диаграммы рекристаллизации I рода....................354
Рекомендательный библиографический список . . . 359
Р л а в а IX. Рекристаллизация при горячей деформации (дина-
мическая рекристаллизация) 4 360
1, Особенности механизма рекристаллизации в зависимости
от условий горячей деформации и охлаждения . . 360
2, Влияние химического и фазового составов . . . 381
3 Диаграммы рекристаллизации после горячей деформа-
ции ..................................................382
рекомендательный библиографический список . . . 387
рлава X. Особенности рекристаллизации в условиях неод-
нородной деформации и неоднородностей фазового
состава . ...........................387
р Основные виды структурной неоднородности . . . 387
2* Структурные неоднородности, вызванные условиями де-
’ формации, и пути их предотвращения : 393
% Структурные неоднородности, вызванные неоднородно-
’ стями фазового состава, и пути их предотвращения . 400
Рекомендательный библиографический список . . . 403
р лава XI. Текстуры рекристаллизации..................’ . 403
582
Стр
1. Основные теории формирования текстур рекристаллиз
ции.............................
2. Основные типы текстурных изменений при рекристалл
зации . ......................
Рекомендательный библиографический список
Глава XII. Разрушение . ....................
1. Феноменологическая теория хрупкого разрушения
2. Дислокационные модели процесса разрушения
3. Переход от хрупкого разрушения к вязкому
4. Вязкое разрушение..............................
5. Влияние различных факторов на характер вязкого ра
рушения............................................
6. Влияние гидростатического давления на разрушение
7. О критериях пластического разрушения
Рекомендательный библиографический список
Глава XIII. Сопротивление металлов пластическому дефор
мированию ............................................
1. Обща-я характеристика диаграмм c»s — 0 — 8 — 8
2. Влияние типа кристаллической решетки, химическог
состава и структуры на .сопротивление деформации
3. Механизмы пластической деформации в различных диа
пазонах е, 8 и 0 параметров........................
4. Влияние внешней среды и геометрического фактора н
сопротивление деформации...........................
5. * Зависимость сопротивления деформации от истори
процесса нагружения................................
Рекомендательный библиографический список
Глава XIV. Пластичность и деформируемость металло
и сплавов ............................................
406
408
420
420
421
425
429
431
432
435
440
448
448
452
462
477
477
481
485
480
1. Влияние химического и фазового состава на пластич-
ность металлов и сплавов . . . . . . . . 492
2. Влияние структуры, структурной и химической неодно-
родности на пластичность металлов и сплавов , . 500
3. Влияние на пластичность температурно-скоростных ус-
ловий деформации..........................................510
4. Зависимость пластичности от схемы напряженного со-
стояния ................................................ 518
5. Влияние внешней среды и геометрического фактора на
пластичность металлов и сплавов..........................52-5
Рекомендательный библиографический список . . . 529
Глава XV. Термбмеханцческая обработка........................530
1. Сущность и виды термомеханической обработки . . 530
2. Структурные изменения при ВТМО. Роль технологичес-
ких факторов .............................................537
3. Примеры применения ВТМО . . . . . . . 545
Рекомендательный библиографический список . . . 547
Глава XVI. Сверхпластичность и возможности ее ’использо-
вания при обработке металлов давлением . 547
583
Стр.
1. Основные параметры, характеризующие пластическую
деформацию в условиях сверхпластичности . . . 549
2. Влияние условий деформации, микроструктуры и соста-
ва на сверхпластичность и основные параметры процесса 555
3. Основные особенности атомного механизма сверхплас-
тичности ................................................562
4. Практическое использование сверхпластичности при обра-
ботке металлов давлением.............................. . 568
Рекомендательный библиографический список . . .. 578
Предметный указатель ... ..............579
ИБ № 319
Петр Иванович Полухин
Семен Самуилович Горелик
Вячеслав Константинович Воронцов
ФИЗИЧЕСКИЕ ОСНОВЫ ПЛАСТИЧЕСКОЙ
ДЕФОРМАЦИИ
Редакторы издательства А. И. Зимина, Э. М. Щербинина
Художественный редактор Д. И. Гофштёйн
Технический редактор М. И. Воскобойникова
Корректоры Ю. И. Королева, Г. Ф. Лобанова
Переплет художника Б. Г. Дударева
Сдано в набор 16.06.81. Подписано в печать 06.01.82. Т-02504. Формат бумаги
84XL08V32- Бумага типографская № 2. Гарнитура литературная. Печать высо-
кая. Усл. печ. л. 30,66. Усл. кр.-отт. 30,66. Уч.-изд. л. 33,86. Тираж 9600 экз.
Заказ № 790. Цена 1 р. 50 к. Изд. № 3034.
Издательство «Металлургия», 119034, Москва, Г-34,
2-й Обыденский пер., д. 14
Владимирская типография «Союзполиграфпрома» при Государственном
комитете СССР по делам издательств, полиграфии и книжной торговли.
'600000, г. Владимир, Октябрьский проспект, д. 7