книги из ГПНТБ / Копецкий, Ч. В. Структура и свойства тугоплавких металлов

го из которых выше энергии других. Варианты расщеп­ ления В' хорошо видны из рис. 5 [4]. Очевидно, что рас­ щепления В и В' обладают различной симметрией. Ди­ слокационная конфигурация, отвечающая расщеплению

Ріис. 5. Расщеплегше .винтовых дислокаций ма плоскостях I 112 I в о. ц. к. решетке:

Dg’ Од — дислокации о/5 < іН 1 >

типа В',— сидячая и представляет эффективный барьер для скольжения дислокаций.

Хиршем [6] указывалось также на возможность ком­ бинированного расщепления по плоскостям {і12[ и {110} одновременно. Возможные типы комбинирован­ ного расщепления приведены на рис. 6. Они обозначены С, С', С" и С'". Нацболу важно, по-видимому, расщеп-

21

лешіе типа С, которое подробно проанализировано для ниобия. Конфигурации дислокаций, отвечающие рас­ щеплениям такого типа,— сидячие.

Следует отметить, что во всех рассмотренных случаях ширина расщепления винтовых дислокаций, найденная из вычисленных значений энергии дефекта упаковки,

а/Б[1П]

а/6[ііі]

Рис. 6. Ко.чби'ігирсуваиные расщепления винтовой дислокации ча ’плоскостях ] МО I и I М2 I одновременно (C, C', С", C'") [4]

очень мала. Ширина дефекта упаковки равна примерно 1,2 b для обеих систем плоскостей { ПО } и ■{112 J- . Поэтому используемое здесь понятие расщепления фак­ тически представляет собой приближенное описание структуры ядра винтовой дислокации в о. ц. к. металлах. В ряде работ предпринимались попытки исследования ядра винтовой и краевой дислокаций а/2 <111 > . Полу­ чаемые результаты, к сожалению, носят противоречивый характер.

22

рые оценки энергии дефектов упаковки, полученные из анализа экспериментальных результатов или из теоре­

Как следует из таблицы, металлы VI группы — хром, молибден и вольфрам — отличаются очень высокими значениями энергии дефектов упаковки. Это определяет малую ширину расщепленных дислокаций в них. Для металлов V группы значения энергии дефектов упаковки более низкие.

Это может приводить к существованию более широ­ ких расщепленных дислокаций, затруднению попереч­ ного скольжения и возникновению особенностей в формировании структуры при деформации, например к развитию менее четкой ячеистой структуры, чем в метал­ лах VI группы.

Предпринимались многочисленные исследования меметодом прямого наблюдения дефектов упаковки в ме­ таллах с о. ц. к. решеткой, и были сделаны попытки теоретически оценить возможность их существования. Так, Р. И. Гарбером и др. [153] с помощью автоионного микроскопа установлено возникновение дефектов упа­ ковки в вольфраме в плоскостях { 111 ) и { ПО [ . Там же отмечается, что энергия дефекта упаковки в плоско­

О

составляет 2,5 нм (25 А), а в плоскости \ ПО [ она ко-

о

леблется в интервале 5—15 нм (50—150 А). Дефекты упаковки в плоскостях { 112 ) и { 113 ], по данным Демни, возникали в вольфрамовой фольге в процессе ее исследования на электронном микроскопе при разряде в его осветительной системе. Ширина дефектов упаков-

О

ки в плоскости { 112 ] около 40 нм (400 А), а в плоско­

сти { 113 ] — около 60 нм (600 А) [125].

Наблюдаемый в электронный микроскоп полосчатый

23

24

контраст на ниобии, по-видимому, не связан с дефекта­ ми упаковки, а возникает за счет антифазных границ доменов упорядочения в 'металле, загрязненном приме­ сями внедрения [7].

Теоретический анализ показывает, что стабильный

дефект упаковки на плоскости {112}■ в о. ц. к. металлах должен быть трехслойным. Его можно рассматривать как зародыш двойника. Дефекты упаковки типа внед­

Некоторые авторы полагают, что существование дефектов упаковки в о. ц. к. металлах еще нельзя счи­ тать доказанным. Если же такие дефекты существуют, то их энергия должна быть выше 0,1 Дж/м2 (100 эрг/см2) [3, с. 905—922].

ОСОБЕННОСТИ ГЕОМЕТРИИ СКОЛЬЖЕНИЯ В МЕТАЛЛАХ С О. Ц. К. РЕШЕТКОЙ

Некоторые особенности геометрии скольжения в ме­ таллах с о. ц. к. решеткой можно объяснить, используя модельные представления о расщеплении винтовых дислокаций.

Ори движении винтовых дислокаций В 'ПЛОСКОСТЯХ

скольжения {110} или {112} под совместным действием температуры и внешнего напряжения происходит непре­

комнатной) такие расщепления равновероятны и дисло­ кация совершает переходы между разными плоскостями { ПО } и { 112} . Тогда путь дислокации состоит из участ­ ков плоскостей {ПО} и { 112} , в которых могут дви­

гаться скользящие конфигурации А и А'. Протяженность участков таких плоскостей порядка 10. Ь. Такая карти­

2а

на соответствует иррациональным плоскостям скольже­ ния, близким к плоскостям действия максимального сдвигового напряжения.

В случае высоких скоростей деформации или при низких температурах более предпочтительным оказыва­ ется расщепление типа А по сравнению с А' и при сколь­ жении дислокации участки плоскостей {і10} могут

быть существенно больше участков { 112} . Макроскопи­ чески плоскость скольжения приближается к плоскости

{110} [5, с. 255—269].

АСИММЕТРИЯ СКОЛЬЖЕНИЯ

Сособенностями расщепления винтовых дислокаций

вразных плоскостях [ 112 } может быть связана и асим­ метрия скольжения, наблюдаемая при пластической де-

Рис. 7. Кривые напряжение— деформация моно­ кристаллов молибдена, 'полученные при испытании на сдвиг при разных температурах. Кристаллы ори­

ентированы для скольжения в плоскостях { 112} и |і10} {Л — легкое направление, Г — трудное на­ правление)

формации о. ц. к. металлов. Эта интересная особенность наблюдается при исследовании вольфрама, молибдена, ниобия и других металлов.

26

Она состоит в том, что предел текучести или напря­ жение пластического течения для одного и того же кристалла в случае испытаний на растяжение и на сжа­ тие оказывается различным. Такие результаты, получен­ ные при исследовании кристаллов молибдена, приведе­ ны на рис. 7 [65]. Величина асимметрии значительна и достигает 100—200 МН/м2 (10—20 кгс/мм2). Этот ри­ сунок достаточно убедительно показывает, что ответст­ венным за асимметрию является скольжение по плос­

кости { 112 }.

Особенно наглядно полярность скольжения описы­ вается с помощью так называемых ф(х)-диаграмм. Та­ кие диаграммы построены для «нобия, тамтала и других о. ц. к. металлов и их сплавов.

На стереографической проекции в направлении [111],

мального сдвигового напряжения характеризуется углом

ния при ориентации -j~x прямо противоположно направ­ лению при ориентации —%. Чисто кристаллографическое

27

скольжение по плоскости (ІЮ) характеризуется ф =0, а для скольжения по иррациональной плоскости с макси­ мальным сдвиговым напряжением -ф=х-

При больших скоростях деформации и при низких тем­ пературах ф стремится к нулю в области углов — %.

Главная особенность этих результатов — асимметрия кривых относительно оси абсцисс. Если приведанное напряжение сдвига действует таким образом, что может вызвать двойникование в ближайшей из плоскостей

{П2 } (это соответствует растяжению для —%и сжатию для -fx)> т0 в этом случае плоскость скольжения стре­ мится к плоскости максимального приведенного напря­ жения сдвига; угол ф стремится к %. Если действующее напряжение сдвига направлено в антидвойниковом на­ правлении в случае растяжения для +% и сжатия для —X, т0 плоскость скольжения отклоняется от плоско­ сти максимального приведенного напряжения сдвига к ближайшей из плоскостей -{ПО}-; при этом угол ф стремится к нулю.

28

Г л а в а II

УПРОЧНЕНИЕ ТУГОПЛАВКИХ МЕТАЛЛОВ С О. Ц. К. РЕШЕТКОЙ

ДЕФОРМАЦИОННОЕ УПРОЧНЕНИЕ

Кривые напряжение — деформация

Кривые зависимости деформирующего напряжения от степени деформации, полученные при испытании мо­ нокристаллов о. ц. к. металлов на растяжение, могут быть сведены к одному основному типу.

Кривые, ■ описывающие зависимость приведенного напряжения сдвига от деформации сдвига достаточно чистых металлов с о. ц. к. решеткой, отвечающие интер­ валу средних температур (0,1—0,2 Тнл), имеют вид, свидетельствующий о трехстадийном характере дефор­ мации и подобны в целом таким же кривым для кристал­ лов е другими решетками.

На рис. 10 [4] приведена типичная схематичная кривая напряжение сдвига — деформация сдвига моно-

Рис. 10. Типичная кривая приве­

кристаллов чистых о. ц. к. металлов с осью растяже­ ния вблизи центра стандартного стереографического треугольника. Такой характер кривой при определенных условиях наблюдали для молибдена, тантала, ниобия и других о. ц. к. металлов.

Кривую т — а можно разделить на ряд участков. Начальный участок кривой 0 описывает процесс микродеформации. За ним следует первая стадия деформации

30