- •Содержание:
- •Глава 1. Свойства материалов.
- •1.1. Механические свойства материалов
- •1.2. Механические свойства, определяемые при статических нагрузках
- •Глава 2. Формирование структурных литых материалов
- •2.1 Самопроизвольная кристаллизация
- •2.2. Несамопроизвольная кристаллизация
- •2.3 Форма кристаллов и строение слитков
- •2.4. Получение монокристаллов
- •2.5 Аморфные металлы
- •2.6. Нанокристаллические материалы
- •Глава 3. Формирование структуры деформированных металлов
- •3.1. Пластическое деформирование моно- и поликристаллов
- •3.1.1. Механизм пластического деформирования
- •3.1.2. Особенности деформирования монокристаллов
- •3.1.3. Деформирование поликристаллов
- •Глава 4. Разложение дислокаций при пластической деформации.
3.1.2. Особенности деформирования монокристаллов
Если при деформировании монокристалла плоскость скольжения оказалась параллельной направлению касательного напряжения, то монокристалл не упрочняется, а его деформация велика. Начальную стадию 1 деформирования называют стадией легкого скольжения (рис. 5.4). При этом дислокации перемещаются в монокристалле, практически не встречая препятствий. Деформация монокристаллов с ГП решеткой на стадии легкого скольжения достигает 1000 %, у ГЦК и ОЦК монокристаллов она не превышает 10 - 15%.
С ростом деформации скольжение распространяется на другие системы, и возникает множественное скольжение. На этой 2 стадии дислокации перемещаются в пересекающихся плоскостях, возрастает сопротивление их движению, и образуется сложная дислокационная структура.
Наконец, 3 стадия характеризуется более замедленным упрочнением по сравнению со 2 стадией. Винтовые дислокации переходят в смежные плоскости скольжения, и возникает поперечное скольжение, которое, по своей сути, является процессом разупрочнения. Разупрочнение на 3 стадии развивается по мере деформирования, и его называют динамическим возвратом.
Скольжение дислокаций не связано с диффузией, так как происходит без переноса массы. Этим объясняется сравнительная легкость их передвижения и при отрицательных температурах, когда скорость диффузии мала.
В процессе скольжения возникают новые дислокации, и их плотность повышается от 10е8 до 10е12 см(-2) (более высокую плотность получить нельзя из-за появления трещин и разрушения металла). Существует несколько механизмов образования новых дислокаций. Важным из них является источник Франка — Рида (рис. 5.5). Под действием касательного напряжения закрепленная дислокация выгибается, пока не примет форму полуокружности. С этого момента изогнутая дислокация распространяется самопроизвольно в виде двух спиралей. При встрече спиралей возникают расширяющаяся дислокационная петля и отрезок дислокации. Отрезок распрямляется, занимает исходное положение, и генератор дислокаций готов к повторению цикла. Один источник Франка — Рида способен образовать сотни новых дислокаций.
В основе упрочнения металла при деформировании лежит прежде всего повышение плотности дислокаций.
Движению дислокации мешают различные препятствия — границы зерен, дефекты упаковки, межфазные поверхности, дислокации, пересекающие плоскость скольжения. Через некоторые препятствия дислокации проходят, но при более высоких напряжениях. Такими препятствиями являются, например, пересекающиеся с плоскостью скольжения дислокации.
Каждое скопление дислокаций создает поле напряжений, отталкивающее приближающуюся дислокацию. Чем больше дислокаций в скоплении, тем сильнее отталкивание и тем труднее деформируется металл. Когда плотность дислокаций в скоплении достигает определенного значения, в этом месте зарождается трещина.
При нагреве выше 0,ЗТ(плав) начинает действовать другой механизм перемещения дислокаций — переползание. Оно представляет собой диффузионное смещение дислокации в соседние плоскости решетки в результате присоединения вакансий (рис. 5.6). Вакансии присоединяются последовательно к краю избыточной полуплоскости, что равносильно перемещению края на один атомный ряд вверх, и «атакуют» дислокацию в разных местах, в результате чего на дислокации появляются ступеньки. По мере присоединения вакансий дислокация на значительном участке своей длины смещается на десятки межатомных расстояний. Из-за переползания ослабляется тормозящий эффект частиц второй фазы. Переместившиеся дислокации далее сдвигаются путем скольжения под действием напряжения (см. рис. 5.6, б). При нагреве выше 0,ЗТ(плав) вакансии весьма подвижны, а необходимое число вакансий создается пластической деформацией.