сжаться, образовав отрезок нерастянутой дислокации. С другой стороны, в металле с большой энергией дефекта упаковки при комнатной температуре деформации третья стадия упрочнения появляется очень рано, поскольку дислокации не растянуты, вследствие чего поперечное скольжение может происходить при значительно меньшем приложенном напряжении.

По Зегеру, напряжение сдвига τ, необходимого для слияния частичных дислокаций в лидирующей дислокации скопления:

τ ≈ [G /3π – 2ξ / b]/n, (11.54)

где ξ – энергия дефекта упаковки, n – число дислокаций в скоплении. Напряжение τ соответствует напряжению начала третьей стадии τIII при температуре, достаточно низкой для исключения термической активации. При подстановке в это выражение значений τIII, измеренных для Pb и Al при 4 К, а также приближенных значений G и ξ, получают число дислокаций в скоплении n ≈ 25, близкое к предсказываемому теоретической моделью Зегера для предшествующей стадии упрочнения. Подобные совпадения являются обычно основанием для признания успешности той или иной теоретической модели.

Большинство существующих дислокационных теорий деформационного упрочнения относятся к ГЦК металлам. При рассмотрении упрочнения металлов с ГПУ решеткой обычно рассуждают по аналогии, отмечая определенные моменты, общие для металлов этих двух типов. Однако, учитывая многообразие возможных систем скольжения, действующих в гексагональных металлах, следует признать, что реальные условия функционирования дислокационных механизмов в ГПУ металлов намного сложнее, чем в ГЦК металлах.

11.3.9. Текстуры деформации и текстурное упрочнение

Наряду с дислокационным упрочнением, значительное влияние на деформационное поведение металлических монокристаллов оказывает так называемое текстурное упрочнение, под которым понимается эффект, являющийся следствием закономерной переориентации монокристаллов, а также зерен поликристалла в процессе

61

деформации и развития в деформируемом образце кристаллографической текстуры. О существовании в образце текстуры говорят, если ориентации его составных частей (в случае поликристалла – его зерен) образуют непрерывное распределение, характеризующееся наличием максимумов и минимумов, т.е. наличием одной или нескольких преимущественных ориентаций.

При рассмотрении процессов пластической деформации и текстурообразования возникают существенные терминологические трудности, преодолеть которые можно лишь при учете особенностей эволюции структуры деформируемых моно- и поликристаллов.

Монокристаллом называют фрагмент кристаллического тела, характеризующийся определенной ориентацией кристаллической решетки, или точнее – незначительной взаимной разориентацией составных частей. Обычно эта разориентация не превышает нескольких градусов. На стереографической проекции совершенному монокристаллу должна отвечать точка, а любому реальному монокристаллу – пятно с угловой шириной до нескольких градусов. То же относится и к отдельным зернам отожженного поликристалла, которые, характеризуясь плотностью дислокаций не менее 1011 м-2, организованным в некоторую субструктуру, также имеют внутреннюю разориентацию. Называя зерном область поликристалла, отделенную от соседних областей высокоугловыми границами, мы тем самым признаем, что в пределах зерна присутствуют только малоугловые границы и что внутренняя разориентация зерна относительно мала.

Пластическая деформация, осуществляющаяся при участии кристаллографического скольжения, сопряжена с закономерными поворотами кристаллической решетки деформируемых монокристаллов (или зерен поликристалла), и в пределах любого монокристалла (или зерна) в силу естественных физических причин эти повороты обычно не являются однородными. Такой однородности препятствует наличие внешних поверхностей, границ зерен и субзерен, статистически распределенных элементов субструктуры. Поэтому при пластической деформации углы поворота решетки в пределах отдельных участков монокристалла (или зерна) будут не-

62

избежно различаться, пусть даже незначительно. В результате внутренняя разориентация монокристаллов (зерен) в процессе деформации будет усиливаться. В общем случае деформированному монокристаллу (или зерну) на стереографической проекции может отвечать область с угловой протяженностью в десятки градусов. Такая разориентация может возникнуть в результате формирования самых разных дислокационных структур: от «леса» дислокаций, ответственного за непрерывный изгиб кристаллической решетки, до последовательности малоугловых границ, ответственных за ступенчатое изменение ориентации при переходе от одного участка исходного монокристалла к соседнему.

Таким образом, достаточно сильно деформированный монокристалл уже не может считаться монокристаллом, как и зерно в достаточно сильно деформированном поликристалле перестает соответствовать определению зерна из-за возрастающей внутренней разориентации. В то же время правомерно говорить о текстуре деформированного монокристалла, как о совокупности ориентаций его отдельных частей. Определенный размер зерен может быть указан применительно к отожженному поликристаллу, но если этот поликристалл претерпел более или менее значительную деформацию (например, прокаткой) и первоначально равноосные зерна приобрели форму пластин, указать размер этих пластин в качестве размера зерен, как областей с определенной кристаллографической ориентацией, было бы уже неверно.

Рассмотренные выше принципы поворотов кристаллической решетки, сопряженных с действием систем скольжения, позволяют успешно прогнозировать кристаллографические текстуры, формирующиеся во всех реальных металлических материалах в результате той или иной деформационной обработки, а также изменение текстуры образца в результате механических испытаний. В контексте данной главы нам необходимо обратить основное внимание на то обстоятельство, что указанные простейшие закономерности поворота нормали к плоскости скольжения и направления скольжения по отношению к осям сжатия и растяжения с однозначностью влекут за собой образование в материале вполне определенных текстур деформации.

63

Представленные на рис. 11.17 траектории переориентации осей сжатия и растяжения соответствуют различным начальным ориентациям этих осей, но сходятся к одной или двум конечным ориентациям. Если мы рассматриваем деформацию поликристалла, то его разным взаимно разориентированным исходным зернам отвечают разные исходные ориентации осей сжатия или растяжения. Поэтому в поликристалле, содержащем первоначально зерна всех возможных ориентаций, при деформации будет реализован весь спектр возможных траекторий переориентации. Следует отметить, что это справедливо лишь в первом приближении, то есть только в той мере, в которой допустимо рассматривать деформацию поликристалла как деформацию взаимно независимых зерен (более детально возможные подходы к этому вопросу рассматриваются в следующем разделе). Чем менее оправдан такой подход при данных условиях деформации, тем более размытой окажется конечная текстура, но ее главные компоненты во всех случаях будут одними и теми же.

Каждая деформационная схема имеет свою конечную устойчивую текстуру, неизменность которой при дальнейшей деформации обусловлена взаимно сбалансированным действием нескольких систем скольжения, так что повороты решетки, связанные с действием каждой из систем, компенсируют друг друга в результате геометрического суммирования. Подразумевается, что устойчивая текстура, являющаяся совокупностью устойчивых ориентаций, не изменяется в ходе последующей деформации, если неизменной остается деформационная схема, т.е. при сохранении одной и той же ориентации внешних усилий по отношению к деформируемому материалу.

Однако понятие устойчивой ориентации включает также следующий важный момент: если в процессе деформации из-за нарушения равновесия в действии взаимно симметричных систем скольжения зерно отклонилось от достигнутой устойчивой ориентации, то рано или поздно это равновесие восстанавливается, и зерно возвращается к устойчивой ориентации. Механизм восстановления устойчивой ориентации основан на том, что все устойчивые ориентации соответствуют минимумам распределения фактора

64

Шмида и любое отклонение оси сжатия или растяжения от устойчивой ориентации сопряжено с повышением фактора Шмида в одной из первоначально взаимно уравновешенных систем скольжения и с его понижением в других системах.

Это хорошо видно на примере отклонения оси растяжения ОЦК монокристалла от ее устойчивого положения в вершине <011> элементарного стереографического треугольника в случае действия систем скольжения {011}<111> (см. рис. 11.17). Если в пределах некоторого микрообъема действие одной из четырех взаимно симметричных систем скольжения затормозилось вследствие возникновения какого-то локального препятствия на пути движущихся дислокаций, то действующие по-прежнему три другие системы скольжения приведут к отклонению оси растяжения внутрь одного из соседних стереографических треугольников. При таком отклонении фактор Шмида в заторможенной системе будет увеличиваться в силу особенностей его распределения до тех пор, пока пропорциональное фактору Шмида сдвиговое напряжение не окажется достаточным для преодоления возникшего препятствия, после чего ось растяжения начнет возвращаться к ориентации <011>. Очевидно, что в каждом зерне деформируемого образца такой цикл повторяется многократно, и сохранение осью растяжения устойчивой ориентации оказывается результатом усреднения ситуации по времени, тогда как в действительности ось растяжения непрерывно колеблется вокруг устойчивой ориентации.

В свете изложенного выше текстурное упрочнение проявляется двояко: 1) как результат уменьшения фактора Шмида в действующих системах скольжения по мере формирования конечной текстуры деформации; 2) как результат постепенного дробления зерен, деформируемых в устойчивых ориентациях. Рассмотрим эти аспекты более детально.

1. По мере переориентации оси нагружения сдвиговое напряжение в действующей системе (или системах) скольжения непрерывно изменяется в соответствии с изменением фактора Шмида, распределение которого рассчитывается для случаев действия разных систем скольжения (см. рис. 11.16). На стадии моноскольжения в зависимости от начальной ориентации оси нагружения, на-

65

чальному отрезку траектории этой оси может отвечать как снижение, так и повышение фактора Шмида, сменяющееся затем его снижением. Повышение фактора Шмида приводит к повышению сдвиговых напряжений в соответствующих зернах, воспринимаемому как деформационное разупрочнение, тогда как понижение фактора Шмида из-за поворота систем скольжения может быть скомпенсировано только повышением нагрузки и воспринимается как деформационное упрочнение.

Между тем, этот эффект не связан с происходящим параллельно изменением субструктуры деформируемого образца, а обусловлен только поворотом решетки зерен на их пути к устойчивой ориентации. Величину текстурного упрочнения, связанного с уменьшением фактора Шмида в действующих системах скольжения, можно оценить по разнице между значениями фактора Шмида для исходной и конечной ориентаций оси нагружения.

2. Второй аспект текстурного упрочнения связан с тем, что при развитии деформационной текстуры каждое зерно с той или иной ориентацией трансформируется в конгломерат новых взаимно разориентированных (суб)структурных элементов, совокупная ориентация которых изображается на стереографической проекции распределением с существенной угловой протяженностью. Таким образом, в пределах каждого зерна возникают новые дополнительные (суб)границы, тормозящие движение дислокаций и увеличивающие напряжение течения в соответствии с правилом Холла– Петча (см. п. 11.3.10).

Дробление структуры и возникновение новых границ являются следствием естественной неизбежной неоднородности протекания процессов пластической деформации. Стоит в пределах какой-то микрообласти зерна затормозиться скольжению в одной из систем из-за необходимости преодолеть то или иное локальное препятствие, как сразу же возникает разориентация между областью с заторможенным и незаторможенным скольжением. После преодоления препятствия эта разориентация полностью не устраняется, поскольку границы области торможения скольжения и области его повторной активизации не могут совпадать просто по чисто физическим причинам. Переход скольжения из одной области зерна в

66