Главная  Переработка нефти и газа 

Скачать эту книгу

0 1 2 3 4 5 6 [ 7 ] 8 9 10 11 12 13 14 15 16 17 18 19 20 21 22 23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33 34 35 36 37 38 39 40 41 42 43 44 45 46 47 48 49 50 51 52 53 54 55 56 57

пов. Под действием приложенных напряжений начинают работать различные их источники, порождающие новые дислокации. Движущиеся дислокации выходят на поверхность образца, взаимодействуют внутри него друг с другом: вступают в реакции, тормозятся, аннигилируют, образуют сплетения и т.д. Поэтому реальная картина пластической деформации металлических материалов сложна и во многих случаях еще далеко не ясна. Она определяется структурой,, составом материала и условиями его деформации.

Пластическую деформацию экспериментально изучают в основном двумя методами: ]) микроскопическим анализом полированной поверхности образцов, иа которой в результате деформации появляются осо -бые «линии» и «полосы скольжения» и 2) методом дифракционной электронной микроскопии тонких фольг, вырезанных из деформированных образцов.

Линии скольжения - это ступеньки, образующиеся иа поверхности в результате выхода дислокаций. Действительно, когда, например, краевая дислокация (см. рис. 21) выйдет на левую грань кристалла, то

Вид сбоку 8ид сЗер/у

Рис. 23. Образование ступенек при выходе на поверхность краевых (а) и винтовых (б) дислокаций

Иа поверхности этой грани образуется ступенька, равная по высоте h вектору Бюргерса в дислокации. При этом длина ступеньки, т. е. линии скольжения, будет равна длине вышедшей на поверхность краевой дислокации (рис. 23,а). Легко представить себе, что вышедшая одним концом на поверхность винтовая дислокация при своем движении также образует ступеньку, длина которой будет соответствовать длине пробега дислокации (рис. 23,б). Конечно, увидеть ступеньку, образующуюся в результате выхода иа поверхность одной дислокации, очень трудно. Но когда при скольжении в одной плоскости иа поверхность выходит несколько дислокаций и высота ступеньки h достигает 1 нм и более, их уже можно наблюдать при электронно-микроскопическом анализе реплик с предварительно отполнрованпой поверхности деформированного образца. После значительной деформации высота ступенек становится настолько большой, что их можно выявлять и под световым микроскопом.

Реплики-это тонкие, прозрачные для электронов пленки (например, угольные), наносимые на поверхность образца и очень точно копирующие ее рельеф.

Анализируя расположение линий скольжения, расстояние между ннмн, их высоту, можно составить не только качественное, но и количественное представление о картине и величине пластической деформации. Узнав с помощью рентгеиоструктурного анализа кристаллографическую ориентировку анализируемой поверхности образца, по направлению линий скольжения определяют плоскости и направления скольжения.

Метод дифракционной электронной микроскопии позволяет непосредственно наблюдать отдельные дислокации, определять их вектор Бюргерса и кристаллографию скольжения, оценивать характеристики дислокационной структуры на разных стадиях деформации.

Оба указанных метода имеют свои достоинства и недостатки и взаимно дополняют друг друга. 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.

Второй метод лучше во мпогих отношениях, но дислокационная структура (субструктура) фольги в общем случае отличается от структуры массивного образца, из которого ее вырезают. Неизбежная перестройка субструктуры фольги в процессе ее утонения обусловлена уходом части дислокаций иа поверхность. Степень перестройки определяется величиной деформации, толщиной фольги н природой материала. Перед вырезкой фольги .образец можно подвергнуть обработке, способствующей закреплению дислокаций (например, старению или облучению элементарными частицами).

Метод линий скольжения известен и используется достаточно давно. При его помощи 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, но все эти системы относятся обычно к одной-двум кристаллографическим ориеитациям, характерным для каждого металла и определяемым типом его решетки. В табл. 6 приведены плоскости и направления преимущественного скольжения в металлах с наиболее распространенными кристаллическими решетками; гранецентрироваиной кубической (г.ц.к.), гексагональной плотио-упакованной (г. п.) и объемноцентрированной кубической

(о. Ц.К.).

Легко убедиться, что направления и плоскости преимущественного скольжения (см. табл. 6) являются наиболее плотноупакованными в каждой решетке (рис. 24). Плоскости с максимальной атомной плотностью отличаются наибольшим межплоскостиым расстоянием. Поэтому сдвиг вдоль них идет особенно легко. Направления скольжения

4-458

Таблица 6

Кристаллографические плоскости и направления преимущественного -скольжения

(fwo)

IWl]

iow)

(0001)

Рис. 24. Примеры плоскостей и направлениА плотиейшей установки в типичных металлических решетках: а - г. ц. к.; б - г. п.; в - о. ц. к.

соответствуют направлению вектора Бюргерса характерных для каждой решетки единичных дислокаций, что также вполне естественно.

В плотноупакованных решетках - г. ц. к. и г. п. -скольжение идет преимущественно в плоскостях одного типа: октаэдра {111}-в г,ц. к. и базисной {0001}-в г. п. Скольжение преимущественно в базисной плоскости наблюдается в тех г.п. металлах, у которых отношение периодов решетки с/а 1,633, например у магния, цинка. Если же отношение с/а заметно меньше идеального (например, в титане),

то облегчается скольжение по призматическим {1100} и пирамидальным плоскостям {0111} (см. рис. 24,6).

Упаковка атомов в кристаллах с о. ц. к. решеткой не является плотиейшей. Здесь имеется несколько типов плоскостей- {ИО}, {211}, {321}-с близкой плотностью упаковки. В каждом из о. ц. к. металлов возможно скольжение дислокаций по всем этим трем типам плоскостей, но прп низких температурах чаще всего «работают» системы {110} <С111>. У металлов с о. ц. к. решеткой за счет большого-числа плоскостей скольжения возможных систем скольжения обычно значительно больше, чем у металлов с плотио-упакованными решетками. Как будет показано в дальнейшем, этот факт имеет важное значение.

В табл. 6 перечислены типы кристаллографических плоскостей и направлений скольжения, каждый из которых есть набор конкретных плоскостей и направлений. Прн установлении отдельной системы скольжения, представляющей собой совокупность плоскости и направления, следует помнить кристаллографическое условие прииадлежиостга направления дайной плоскости. Если плоскость имеет индексы \hki\ и направление {uvm), то это условие для кубических решеток сводится к тому, что /m--y-l-/t£J = 0. Например, направление [101] лежит в плоскости (111), и поэтому система скольжения [101] (111) в г.ц.к. решетке возможна, а система [011] (111) невозможна, так как плоскость (111) не содержит направления [011].

Пластическая деформация в кристалле существенно зависит от его ориентировки относительно направления действия внешних напряжений. Наглядным и наиболее общепринятым способом изображения ориентировки кристалла и, следовательно, его систем скольжения служит стереографическая проекция. Она является геометрическим плоским построением, которое передает угловые соотношения между плоскостями и направлениями в кристалле.

Для того чтобы построить стереографическую проекцию кристалла, его надо мысленно заменить кристаллическим комплексом -- совокупностью плоскостей и направлений, параллельных плоскостям и направлениям кристалла и перемещенных параллельно самим себе до пересечения в точке, явяющейся центром сферы проекций (рис. 25, а). Затем плоскости (или нормали к ним) и направления комплекса проводят до пересечения со сферой. Проекция на плоскости этой сферы со всеми следами пересечений дает окружность, внутри которой находятся выходы нормалей к различным кристаллографическим плоскостям (полюса плоскостей). Для кубических кристаллов эта проекция делится на 24 элементарных стереографических треугольника, кристаллографически совершенно идентичных (см. рис. 25,6). Трн угла каждого

4* 51

Рис. 25. Кристаллический комплекс (а) и стереографическая проекция (6) основных плоскостей кубической решетки

НЗ ЭТИХ треугольников соответствуют проекциям конкретных направлений <100>, <110> и <111>, образуя всегда одни и те же углы друг с другом.

На рнс. 25,6 направление [001] (нормаль к плоскости куба) располагается вертикально. Поэтому его проекция Wi лежит в центре проекции, а направления [100] и [010], лежащие в горизонтальной плоскости, изображаются на стереографической проекции точками Wz н Wa. На этой проекции нормали к плоскостям (111), (Ш), (Ш) и (П1) обозначены буквами А, В, С. D, а проекции направлений скольжения [011], [ОЙ], [101], [Т01], [ПО] и [110]-соответствующими римскими цифрами от I до VI.

Для характеристики ориентировки кристалла достаточно одного элементарного стереографического треугольника. Обычно используют так называемый стандартный треугольник WAl с вершинами [001], [011] и [111], находящийся в центре проекции (см. рис. 25,6). Любую ориентацию монокристалла с кубической решеткой можно обозначить точкой внутри или на стороне такого треугольника. Для этого достаточно измерить углы между осью кристалла н по крайней мере двумя из трех направлений [001], [011] и [ГП] и отложить их на стандартном треугольнике, используя круглую стереографическую сетку (она разделена на градусы и является проекцией сферы, правильно передающей угловые соотношения).

Рассмотрим теперь наиболее хорошо изученную картину пластической деформации скольжением при одноосном растяжении металлов в области температур ниже 0,2- 0,25 Тпл, т.е. до начала интенсивного развития термического возврата в процессе деформации. Начнем с металлов, имеюп1их~си. кешетку. причем в первую очередь проанализируем пластическую деформацию самого простого объекта - монокристалла, благопйиятно ошшшддо&анного для одноосного скольжения, т. е. скольжения дислокаций в одной системе. Для этого изготовленный из монокристалла

образец так сориентируем относительно направления растяжения, чтобы в одной из систем скольжения <110> {111} (например, BIV иа рис. 25,6) действовали максимальные касательиые иапряжеиия (ось растяжения должна лежать внутри стандартного стереографического треугольника).

Тогда на идчальиой стадии пластическая деформация скольжением будет осуществляться в основном движением дислокаций в одной системе. Эта стадия деформации называется стадией легкого скольокения. На поверхности образца в это врёмя~ф1!ксируются~тонкие, длинные линии скольжения (до 1 мм), параллельные одна другой (рис. 26,а) - следы выхода дислокаций, скользящих в одной плоскости и одном направлении. Высота ступеньки 5-10 им. По мере увеличения степени.деформации на этой стадии число лииий скальжения j)acTeT, а расстояние между ними уменьшается до десятков нанометров. При достаточно совершенной исходной субструктуре монокристалла дислокации могут перемещаться в образце относительно беспрепятственно и многие из них доходят до поверхности. Поэтому плотность дислокаций в образце возрасхает мало: иа один, максимум два порядка. Электронно-микроскопическим методом на стадии легкого скольжения фиксируют в основном дислокации, скользящие параллельно одна другой (рис. 27,а), хотя уже иа этой стадии возможно движение дислокаций в других системах.

Дальиейшаядеформация начинает вызывать искривление лйййй скольжения, на поверхности появляются харак-терньте <сполп£ы сб£оса», в которых происходит это искривление (см. рис. 2б7б). Считается, что образование ODijoc сброса обусловлено началом интенсивного скольжеуия в других системах и поэтому означает конец стадии легкого скольжения.

Одна из дислокационных моделей полосы сброса показана на рис. 28. Если краевые дислокации разных знаков, движущиеся в параллельных плоскостях, останавливаются по каким-либо причинам на некотором расстоянии одна от другой, образуя скопления, то происходит искривление участка плоскостей между скоплениями. Отрицательные дислокации искривляют решетку в одну сторону (вверх на рис. 28), а положительные - в другую. Наиболее вероятной причщюй образовашхя скоплений вJц.~кCкpиcтaллaГ является возникновение барьеров Ломер-Коттрелла из-за начала скольжения дислокаций в других плоскостях {1П} и реакций при их пересечении. Образование барьеров Ло-