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

стоянному коэффициенту упрочнения. Затем наблюда­ ется переходная зона, за которой начинается участок 2, описывающий стадию линейного упрочнения, подобную соответствующей стадии деформации г. ц. «. металлов. При деформациях, соответствующих переходной зоне, наблюдается шепрерывный переход от малых значений коэффициента упрочнения, характерных для стадии легкого скольжения, до больших, которыми характеризу­ ется стадия 2. Отклонение кривой напряжение — дефор­ мация от линейного хода в процессе развития деформа­ ции на стадии 2 свидетельствует о наступлении стадии 3, для которой характерно непрерывное снижение коэффи­ циента упрочнения вплоть до нуля. При деформациях за стадией 3 в кристалле образуется шейка и затем он разрушается. Вид кривых напряжение—'деформация сильно зависит от ориентации кристаллов. Кривую на­ пряжение—деформация, свидетельствующую о наличии трех стадий упрочнения, можно получить при ориенти­ ровках кристаллов, которые обеспечивают возможность

единичного скольжения в плоскостях { 110 } или ] 112 Такие ориентировки лежат в центральной части стан­ дартного стереографического треугольника.

Влияние ориентации можно проследить на кривых на­ пряжение— деформация, полученных при исследовании чистых монокристаллов молибдена, ось растяжения ко­ торых совпадает с ориентацией < 1 1 0 > и < 1 0 0 > . Следует отметить, что трех стадий на кривых не наблю­ дается. Кривая для ориентации < 1 1 0 > характеризует­ ся наличием зуба текучести, размер которого растет по мере понижения температуры испытания. Незначитель­ ное упрочнение, наблюдаемое после площадки текуче­ сти, уменьшается по мере снижения температуры, а при достаточно низких температурах наблюдается даже

упрочнение на начальных стадиях и параболическую форму кривой о — е. Интенсивность упрочнения растет с понижением температуры.

Вид кривых напряжение — деформация для кристал­ лов со стандартными ориентациями сильно зависит от условий деформации (скорость и температура). 'Сниже­ ние температуры испытаний до значений, меньших

31

0,1 Тпл, ведет к тому, что кривая сг— е с трехстадийным характером упрочнения меняет свой вид. При низ­ ких температурах она подобна кривой, характерной для . ориентации <100;>, и отвечает параболической за­

выражающаяся в наличии локальных макроскопиче­ ских сдвигов в образце, которые могут быть интерпре­ тированы как адиабатические [1, с. 123—125].

Аналогично снижению температуры на виде кривой о — е сказывается повышение скорости испытания. Дьюзбери для ниобия, испытанного при 250—573 К, был определен скоростной интервал трехстадийной кри­ вой упрочнения, который ограничивался скоростями де­ формации 3 -ІО-6—6 -ІО-4 с-1 [126].

Ярко выраженная трехстадийная деформация полу­ чается лишь при исследовании достаточно чистых об­ разцов о. ц. к. металлов.

На рис. 12 приведена серия кривых т — а, получен­

ных при исследовании -кристаллов ниобия, подвергав­ шихся с целью очистки от примесей внедрения отжигу в сверхвысоком вакууме 6,65 нПа (5 -10—11 імм рт. ст.) при 2350°іС (0,95 7ПЛ) - На этом же рисунке приведена кривая деформации, полученная при исследовании об-

32

вид кривой более сложный, имеется небольшой зуб те­ кучести. Хорошо видно влияние продолжительности от­ жига на характер кривой %— а и на критическое на-

>

Рис. 12. Кривые приведенное ‘Напряжение -сдвига— деформация сдвига, -полученные при растяжении монокристаллов ниобия, в за­

(Т— 295 К; ё==»1,3-10-“ с“ 1) [3, с. 439—454]

пряжение сдвига -монокристаллов ниобия. По мере уве­ личения продолжительности отжига и, 'следовательно, степени чистоты кристаллов сокращается участок ста­ дии легкого скольжения, а также протяженность пере­ ходного участка между стадиями / и 2, возрастает интенсивность упрочнения на стадии 2. Значение напряжения начала текучести снижается при комнат­ ной температуре с повышением чистоты ниобия до б МН/м2 (600 г/мм2).

Микродеформация

'Наиболее подробно микродеформация изучена на моно- и поликристаллах железа, тантала, вольфрама и молибдена. Микродеформация характеризуется зна-

Напряжения микротечения для чистых о. ц. к. ме­ таллов практически не зависят от температуры [1, с. 409—413], в то время как приведенное критическое напряжение сдвига с падением температуры очень ин­ тенсивно растет.

Как показывают эксперименты Э. М. Надгорпого и Е. Б. Лейко по изучению подвижности отдельных ди­ слокаций в кристаллах молибдена, дислокации начина­ ют двигаться при очень малых по сравнению с преде­ лом текучести напряжениях. Эти значения ниже предела текучести более чем на порядок. Оказывается, что от­ дельные свежие дислокации, введенные уколом, скользят в плоскостях -{112}- уже при напряжениях порядка 0,5—1 Мн/м2 (50—100 г/мм2), в то время как приведенное напряжение сдвига для этих образцов рав­ но 100 МН/м2 (10 кгс/мм2).

Предполагается, что за деформацию в области микротекучести ответственны д основном /краевые дислока­ ции или /краевые компоненты дислокации [1, с. 31—70]. Надежно установлено, что в области /низких темпера­ тур краевые дислокации в о. ц. к. металлах значитель­ но более подвижны, чем винтовые, для движения кото­

наблюдали при растяжении тонких фольг сплава

2 -10~3 см/с. Винтовые же дислокации при напряжени­ ях 75 МН/м2 (7,6 /кгс/мм2) перемещаются со скоростью 6-ІО-4 ом/с. При этом винтовые дислокации перемеща­ ются как жесткая струна, в то .время как краевые дви­ гаются подобно гибкой струне.

34

Различная подвижность краевых и винтовых .дисло­ кации— одна из важнейших особенностей деформации о. ц. к. металлов. Объяснение этому факту может быть найдено в 'Особенностях расщепления винтовых дисло­ каций о. ц. к. металлов. При напряжениях, 'соответст­ вующих -микротекучести, подвижны, но-видимому, лишь краевые дислокации. В этих условиях затруднено раз­ множение дислокаций. Не действуют источники Фран­ ка— Рида, нет размножения но механизму двойного понеречного скольжданя.

Стадия легкого скольжения

Движение и -размножение винтовых дислокаций на­ чинается три достижении напряжений -макро-пластич-ес- кой деформаціии. Критическое напряжение течения оп­ ределяется -экстраполяцией напряжения течения ста­ дии 1 на ось ординат диаграммы напряжение —дефор­ мация. Напряжение махротекучестн при этом пред­ ставляет собой напряжение, при котором скорость пла­ стической деформации составляет главную часть ско­ рости приложенной деформации [1, с. 31—70].

-Стадия леткото скольжения характеризуется низ­ ким коэффициентом упрочнения. Для -молибдена его значение составляет (7/30Ö0. Дислокационная структу­ ра на стадии легкого скольжения может быть описана рядами длинных прямых участков дислокаций с винто­ вой или краевой ориентацией. Винтовые дислокации часто образуют диполи с большим количеством ступе­ нек. Встречаются отдельные плоские скопления и мультиполи, располагающиеся параллельно плоскости скольжения. Взаимодействие возникающих структур­ ных элементов определяет упрочнение на стадии 1.

-Структура молибдена, характерная для стадии 1 упрочнения, показана .на рис. 13. В структуре преобла­ дают дислокации первичной системы скольжения j 110} или I М2}. Такая структура наблюдается у ниобия, тантала, молибдена и вольфрама.

Снижение температуры испытания іведет к повыше­ нию концентрации длинных винтовых дислокаций. Вы­ ше 0,1 Гпл структура характеризуется .главным образом присутствием диполей краевой ориентации. При испы­ тании же ниже 0,1 Гпл в структуре преобладают длин-

структуре при понижении температуры деформации со­ провождается изменением формы кривой упрочнения от трехстадийной до параболической.

36

формы кривой о — е ячейки іне образуются, а 'наблюда­ ется относительно равномерное распределение первич­ ных и вторичных дислокации. На рис. 14 'приведен ти­ пичный .пример структуры молибдена после деформа­ ции, 'Соответствующей стадии 2 упрочнения. Возникно­ вение и развитие ячеистой структуры определяют ход деформационного упрочнения на стадии 2.

Начало стадии 3 связывается с усиленным попереч­ ным скольжением, которое становится возможным с ростом напряжения; при меньших напряжениях из-за эффективных барьеров оно протекает значительно ме­ нее интенсивно. Роль барьеров выполняют плоские сплетения дислокаций в стенках ячеек.

Температурная зависимость предела текучести и напряжения течения

Важной особенностью о. ц. ік. металлов является сильная температурная зависимость предела текучести и напряжения течения в области низких температур. Это одна из главных причин низкотемпературной хруп­ кости о. ц. к. металлов.

Предел текучести или напряжение течения т можно рзделить на температурнозависимую т* и атермическую части tg:

Единого мнения о причинах сильной температурной зависимости напряжения течения в о. ц. к. металлах

38

при низких температурах ( Т < Т С^ 0,2 Тпл) нет. В литературе обсуждаются следующие возможные причи­ ны такой зависимости: .высокие барьеры Пайерлса; особеініности расщепления винтовых дислокаций; інаконсерівативное движение ступенек на дислокациях; барь­ еры, вызываемые растворенными примесями внедрения

Рис. 15. Схема температурной зависимоспи напряжения пла­ стического течения о. ц. к. ме­

турнозав-иеимая часть напря­ жения гари 0 К; Гнр (Тс) — температура, выше которой температурнозависимая часть напряжения равна нулю)

(сюда относится блокирование дислокаций по Коттрел­ лу и сопротивление движению дислокаций со стороны упругих искажений вокруг атомов примесей, образую­ щих однородные твердые растворы внедрения); тонкодисперсные выделения карбидов, нитридов, окислов. В сущности же все причины, по-видимому, сводятся в основном к двум: внутреннее сопротивление кристалли­

сутствием в объемиоцентрированных металлах приме­ сей внедрения.

(Ь — вектор Бюртѳрса) от т* для тугоплавких металлов с о. ц. к. решеткой. Значения U и V получены из экспе­ риментов по исследованию зависимости напряжения течения от скорости и температуры деформации.

39

Относительно вклада барьеров той или иной группы в температурную зависимость напряжения течения существуют резко противоположные точки зре­

Рис. 16. Типичная зависимость энергии актива­ ции U 'пластической деформации и активацион­ ного объема V от .напряжения т* для тугоплав­ ких о..ц. к. металлов [4]

в процесс термоаіктивациопного скольжения при низкой температуре. К этой точке зрения близко представление о контролирующей роли расщепления и рекомбинации винтовых дислокаций в о. ц. к. металлах [4, 40]. В про­ тивоположность этому указывается [15—17], что соп­ ротивление скольжению дислокаций при низкой темпе­ ратуре в о.ц. к. металлах почти целиком определяется присутствием примесей 'внедрения.

Первая точка зрения основывается на хорошем сов­ падении хода кривых зависимости энергии активации и активационного объема от т*, а также зависимости на­ пряжения пластического течения от температуры испы­ тания, полученных экспериментально, с теоретическими результатами, рассчитанными на основе модели преодо­ ления барьеров Пайерлса. При этом [13] использовали модель двойных .перегибов. Об определяющей роли механизма решеточного упрочнения при низкотемпера­ турной пластической деформации о. ц. к. металлов кос­ венно может свидетельствовать независимость энергии

4Э