ПОИСК Статьи Чертежи Таблицы Низкотемпературная пластическая деформация металлов скольжением из "Механические испытания и свойства металлов " Аналогичное выражение получается и при анализе перемещения винтовых и смещанных дислокаций. [c.44] Пластическую деформацию экспериментально изучают в основном двумя методами 1) микроскопическим анализом полированной поверхности образцов, на которой в результате деформации появляются особые линии и полосы скольжения и 2) методом дифракционной электронной микроскопии тонких фольг, вырезанных из деформированных образцов. [c.45] Анализируя расположение линий скольжения, расстояние между ними, Их высоту, можно составить не только качественное, но и количественное представление о картине и величине пластической деформации. Зная кристаллографическую ориентировку анализируемой поверхности образца, по направлению линий скольжения определяют плоскости и направления скольжения. [c.46] Картина распределения линий скольжения может быть существенно искажена при наличии на поверхности образца окисной пленки. Поэтому последняя должна быть перед деформацией удалена или сведена по толщине к минимуму. [c.46] Метод линий скольжения значительно проще, особенно при использовании светового микроскопа, и дает более интегральную информацию. Однако с его помощью изучают только структуру поверхности и, косвенно, движение дислокаций в приповерхностных слоях, которое имеет здесь некоторые специфические особенности. [c.46] Метод линий скольжения известен и используется достаточно давно. С его полмощью было установлено, что скольжение и сдвиги в кристаллах при низкотемпературной деформации идут вдоль определенных для каждого типа решетки кристаллографических плоскостей и направлений. Направление скольжения всегда лежит в своей плоскости скольжения. Их совокупность есть система скольжения. В металлах может действовать одна или одновременно несколько систем скольжения, однако все эти системы относятся обычно к одной — двум кристаллографическим ориентациям, характерным для каждого металла и определяемым типом его решетки. В табл. 3 приведены плоскости и направления преимущественного скольжения в металлах с наиболее распространенными кристаллическими решетками гранецентриро-ванной кубической (г.ц.к.), гексагональной компактной (f.K.) и объемноцентрированной кубической (о.ц.к.). [c.47] Направления скольжения соответствуют направлению вектора Бюргерса характерных для каждой решетки единичных дислокаций, что также вполне естественно. [c.48] В плотноунакованных решетках — г. ц. к. и г. к. — скольжение идет преимуш,ественно в плоскостях одного типа октаэдра 111 [ —в г.ц.к. и базисной 0001 [ — в г. к. Скольжение преимущественно в базисной плоскости наблюдается в тех г.к. металлах, у которых отношение периодов решетки с/а 1,633, например у магния, цинка. Если же отношение с/а заметно меньше идеального (например, в тит е), то облегчается скольжение по призматическим ] 1100 и пирамидальным плоскостям - от (рис. 21). [c.48] Наблюдения последних лет показали, что уже на стадии легкого скольжения возможно движение дислокаций в других системах, о чем свидетельствуют электронномикроскопические исследования распределения дислокаций в фольгах, вырезанных параллельно плоскости первичного скольжения. [c.52] Дальнейшая деформация начинает вызывать искривление линий скольжения, на поверхности появляются характерные полосы сброса , в которых происходит это искривление (см. рис. 22, б). Считается, что образование полос оброса обусловлено началом интенсивного скольжения в других системах и поэтому означает конец стадии легкого скольжения. [c.52] после стадии одиночного (легкого) скольжения в монокристалле начинается стадия множественного скольжения — движение дислокаций в двух и более системах. По мере дальнейшей деформации растет число встреч и пересечений дислокаций и соответственно число барьеров, препятствующих их движению. Деформация становится все более неравномерной. На поверхности можно наблюдать неравномерно распределенные линии скольжения, вытянутые в разных направлениях. Начинается формирование полос скольжения. Каждая из них представляет собой пачку линий скольжения, расстояние между которыми по крайней мере на порядок меньше, чем между полосами (см. рис. 22,в). Длина отдельных линий скольжения в полосах теперь примерно на два порядка меньше, чем при легком скольжении. Все это результат возросших трудностей выхода дислокаций на поверхность из-за заклинивания м ногих возможных плоскостей скольжения внутри образца различными барьерами. [c.53] На стадии множественного скольжения после значительной деформации дислокационная структура внутри образца резко усложняется (см. рис. 23,в, г). Плотность дислокаций увеличивается по сравнению с исходным состоянием на 4—5 порядков, достигая 10 °—10 см . При такой плотности отдельные дислокации располагаются так близко друг к другу, что их трудно отделить даже под электронным микроскопом. Поэтому мы имеем возможность оценить здесь только общий характер возникающей субструктуры. Две характерные для значительной низкотемпературной деформации структуры представлены на рис. 23, в, г первая соответствует относительно равномерному, гомогенному распределению дислокаций по сечению образца (рис. 23,в), а вторая (более частый случай) — образованию ячеистой субструктуры, для которой характерно наличие областей (ячеек), с относительно низкой плотностью дислокаций ограниченных размытыми стенками, внутри которых плотность дислокаций очень высока (рис. 23] г). [c.53] Как видно, на стадии множественного скольжения простой связи между картинами линий скольжения на поверхности и дислокационной структурой внутри образца уже нет. [c.54] При дальнейшем увеличении степени деформации дислокационная картина качественно не меняется. Структура же на поверхности претерпевает еще некоторые изменения. В частности, наблюдается фрагментация полос скольжения (см. рис. 22,г), появление волнистых линий и их пересечение (см. рис. 22,д). Эти эффекты связывают с интенсивным развитием поперечного скольжения винтовых дислокаций. [c.54] Многие дислокационные источники после такой значительной пластической деформации оказываются запертыми обратными полями упругих напряжений вокруг дислокационных скоплений, образовавшихся у различных барьеров. Для продолжения деформации дислокации должны либо прорывать, либо как-то обойти эти барьеры и продолжить свое движение при этом возможно генерирование новых дислокаций отпирающимися источниками. Если бы дислокации разрушали барьеры, то это сопровождалось бы удлинением линий скольжения на поверхности. Однако этого не происходит. Наоборот, наблюдается дальнейшее уменьшение их длины. Отсюда следует вывод, что дислокации обходят барьеры на этой стадии деформации. В случае низкотемпературной деформации, которую мы рассматриваем, основной способ обойти барьеры — это поперечное скольжение винтовых дислокаций (для реализации второго принципиально возможного способа — переползания краевых дислокаций — требуются достаточно высокие температуры). Волнистые линии скольжения на поверхности и их пересечение, линии, соединяющие параллельные полосы (см. рис. 22, г, д), — все это прямые результаты поперечного скольжения винтовых дислокаций. [c.54] Стадия множественного скольжения и последняя стадия интенсивно развитого поперечного скольжения у многих металлов сильно перекрываются, т. е. поперечное скольжение может наблюдаться уже в начале множественного скольжения. Понятно, что во всех случаях на стадии интенсивно развитого поперечного скольжения движение дислокаций идет в нескольких системах и, следовательно, здесь мы тоже имеем дело с множественным скольжением. [c.55] Как видно из схемы на рис. 16, по мере деформации в кристалле происходит поворот плоскости (и направления) скольжения в сторону приближения к оси растяжения. После значительного удлинения (на десятки процентов) в кристалле возникает определенная текстура деформации. Сближение направления скольжения с осью растяжения имеет очень важное значение, так как приводит к изменению величины касательных напряжений в действующей системе скольжения и является одной из причин начала движения дислокаций в других системах. [c.55] Рассмотренные элементы механизма пластической деформации г. ц. к. монокристалла, благоприятно ориентированного для одиночного скольжения, так или иначе проявляются при растяжении любых других образцов из металлов с этой решеткой. [c.55] Вернуться к основной статье