книги из ГПНТБ / Папиров И.И. Пластическая деформация бериллия

ближе к источнику, скопление становится короче. Отметим, что Т(оооі) при 7'>150 о К у чистого Be слабо зависит от температуры, т. е. в области В (см. рис. 1.8) для скольжения дислокаций в плоскости (0001) необходимо одинаковое напряжение. Поэтому для создания упругих напряжений, необходимых для сдвига головной дислокации в базисной плоскости, количество дислока­ ций в скоплении должно быть приблизительно одинаковым. Но так как для создания скопления дислокаций на коротком участ­ ке необходимо более высокое напряжение, величина макроско­

на их поверхности имеются следы скольжения, принадлежащие

активации источников в двух призматических плоскостях. Одна­ ко в дальнейшем из-за неравенства напряжений в этих двух си­ стемах создание «критических» скоплений и их открепление про­

для активации перехода винтовых дислокаций из базисной пло­ скости в призматическую, т. е. энергетический барьер АН теперь может быть преодолен за счет термических флуктуации. В этой области по-прежнему образуются скопления дислокаций, связан­ ные с поперечным скольжением из плоскости (1010) в плоскость (0001), но закрепления больше не происходит, так как головная

сти контролируется механизмом термически активируемого по­ перечного скольжения (механизмом Фриделя). В результате сложного характера поперечного скольжения винтовые дислока­ ции могут перемещаться в кристалле по извилистому пути, что

ПО

2.8.2\ Количественное описание модели ^енье и Дюпуи. Рас­ смотренный выше механизм закрепления винтовых дислокаций за счет поперечного скольжения и последующей диссоциации в базисной плоскости в значительной степени зависит от величины энергии барьера поперечного скольжения из базисной в приз­

ширина дефектов упаковки в бериллии не известна, соответст­ вующие расчеты сопряжены с большими трудностями.

Ренье [41] количественно оценил возможность процессов закрепления и открепления дислокаций в результате их попереч­ ного скольжения, диссоциации, образования скоплений и после­ дующего скольжения головных дислокаций в скоплении. Неко­ торые результаты этих расчетов заключаются в следующем. На­

Если из экспериментальных данных найти ширину скопле­ ния (что можно сделать на основании металлографических на­ блюдений, измерив среднее расстояние между участками попе­ речного скольжения на стадии микродеформации), то по зависи­ мости т = т(/, п) можно определить число дислокаций в скопле­

Зная значения п при двух температурах, можно оценить вели­ чину АН, которая оказалась равной 0,2 эв. Это значение энер­ гии закрепления с учетом приближений, принятых при расчете, представляется вполне разумным для механизма, который акти­ вируется при 173° К. Процесс закрепления дислокаций может иметь термически активированный характер только в том слу­

Согласно Эскайгу [73], поперечное скольжение дислокации, диссоциированной только в одной плоскости, например в базис­

Ш

і-іую вначале образуется зародыш диссоциированной дислокации в базисной плоскости, затем этот зародыш растет до окончания полной диссоциации. Энергия, необходимая для диссоциации в

что если дислокации диссоциируют в базисной плоскости и не диссоциируют в призматической, поперечное скольжение не тре­ бует активации, т. е. закрепление дислокаций не является тер­ мически активированным.

В случае, когда дислокации диссоциируют в двух плоско­ стях, поперечное скольжение происходит иначе: вначале на дис­ социированной дислокации образуется стяжка в призматической плоскости, затем возникает зародыш расщепленной дислокации в базисной плоскости, который в дальнейшем растет, обеспечи­

винтовой компоненты дислокации, расщепленной в призматиче­ ской плоскости.

Согласно расчетам, величина АН (/) может быть положи­ тельной, и, следовательно, процесс закрепления будет термиче­ ски активированным при условии, что дислокации диссоциируют

в плоскости (1010) не очень сильно. Абсолютное значение АН(I) при этом определяется различием энергий дефектов упаковки в двух плоскостях, в которых происходит поперечное скольжение.

Для того чтобы понять механизм открепления дислокаций, рассмотрим последовательные стадии образования и взаимо­ действия двух соседних скоплений. По мере увеличения, т про­ текают следующие процессы: активируется первый источник (см. рис. 2.7, а), число дислокаций в нем растет (см. рис. 2.7,6), происходит их закрепление, затем активируется второй источник, происходит закрепление (см. рис. 2.7, в). Если второй источник находится по соседству с первым, происходит упругое взаимо­ действие дислокаций в плоскости базиса, и закрепление дисло­ каций, испускаемых вторым источником, осуществляется на уровне головной дислокации первого скопления. Накопленные дислокации испытывают взаимное притяжение (см. рис. 2.7,г). Упругое взаимодействие дислокаций максимально в головной части скопления. Однако, когда упругая компонента взаимодей­ ствия в базисной плоскости достаточно велика для проскальзы­ вания головной дислокации скопления, дислокации хвостовой

виси мости t [ n 7 o } отличаются от подобных зависимостей, ха­ рактерных для механизма пересечения.

Таким образом, приведенный выше анализ эксперименталь­ ных данных по пластической деформации монокристаллов бе­ риллия в рамках дислокационных представлений показывает, что механизмы, контролирующие деформацию в системах (0001) < 1 1 2 0 > , {10Т0}<112~0> и {1122}<1123> различны.

Термическая и атермическая компоненты напряжений базис­ ного скольжения определяются взаимодействием дислокаций с примесями по механизму Флейшера. Механизм пересечения с дислокациями леса играет, по-видимому, вторичную роль. Уп­ рочнение при деформации в значительной мере связано с обра­ зованием диполей и скоплений дислокаций, причем поле напря­ жений создается в основном за счет избытка дислокаций одного знака в скоплениях (механизм Хирша — Леллн).

Призматическое скольжение при низких температурах конт­ ролируется поперечным скольжением дислокаций, осложненным их самозакреплением в базисной плоскости из-за различия энер­

к пирамидальному скольжению. Примеси оказывают наиболее

вероятно: больший эффект может дать легирование раствори­ мыми примесями (Ni, Си, Fe), но возможности этого метода также весьма ограниченны.

Роль пирамидального скольжения в процессе пластической деформации поликристаллнческого бериллия изучена недоста­ точно. Маловероятно, что пирамидальное скольжение вносит вклад в деформацию бериллия при температурах ниже 180— 200° С.

К числу других неблагоприятных факторов повышения пла­ стичности бериллия относятся увеличение анизотропии напря­ жений сдвига по мере рафинирования, Т { 1 0 у 0 } / т ( 0 0 0 1 ) , и наличие множественной спайности, не устраняемой очисткой (см. гл. 3).

ЛИ Т Е Р А Т У Р А

1.Динамика дислокаций. Сб. статен. Харьков, Изд-во Фнз.-тех. пи-та низких температур, 1968.

2.Лаврентьев Ф. Ф., Салита О. П. В сб. [1], с. 120; «Фпз. металлов и ме­ талловедение», 1967, 23, с. 548; Phys. Status Solidi, 1968, 29, p. 569.

3.Pope D. P., Vreeland T. Philos. Mag . , 1969, 20, p. 1163.

4.Ferguson W. G. e. a. Brit . J. Appl. Phys., 1967, 18, p. 411.

5.Becker R. Z. Phys., 1925, 26, s. 919. '

10.Conrad Н. J. Metals, 1964. 16, р. 582; в сб. [9], р. 225.

11.Guin F. Scripta melallurgica, 1969, 3, p. 753.

12.Rodriguez P. J. Mater. Sci., 1968, 3, p. 98.

13. Conrad H., Okazaki K. Scripta Metallurgica, 1970, 4, p. 259.

14.Li J. С. M . Canad. J . Phys., 1967, 45, p. 493.

15.Kelly P. M . , Round J. M . Scripta Metallurgica, 1969, 3, p. 85.

16.Conrad H. Mater. Sci. Engng . , 1970, 6, p. 265.

17.Sargent G. A. Acta metallurgica, 1965, 13, p. 663.

18.Мильман Ю. В. «Проблемы прочности», 1970, № 12, с. 45.

p. 53.

25.Фридель Ж. Дислокации. Перев. с англ. М., «Мир», 1967.

26.Conrad Н., Perlinutter I . Conference Internationale sur la Melallurgie de

30.Бернер P., Кронмюллер Г. Пластическая деформация монокристаллов. Перев. с нем. М., «Мир», 1969.

34.Stroh A. N. Proc. Phys. Soc, В., 1954, 67, p. 427.

35.Seeger A. e. a. Disc. Faraday Soc, 1957, 23, p. 19.

38.Conrad H. Acta metallurgica, 1958, 6, 339.

39.Weertman J. J. Appl . Phys., 1958, 29, p. 1685.

45.Hausner F. E. e. a. Trans. Лтег. Soc. Metals, 1958, 50, p. 856.

46.London G. J. e. a. Trans. ЛІМЕ, 1968, 242, p. 979.

47.Сузуки X. В кн.: Дислокации и механические свойства кристаллов. Перев. с англ. М., Изд-во иностр. лит., 1960, с. 151.

48.Коттрелл А. В кн.: Структура металлов и свойства. М., Металлургнздат, 1957, с. 134.

52.Flinn P. A. Acta metallurgica, 1958, 6, p. 631.

53.Мак-Лин Д . Механические свойства металлов. Персв. с англ. М., «Ме­ таллургия», 1965.

54.Файн М. В сб. [9], с. 112.

55.Ansell G. A., Lenel F. V. Acta metallurgica, 1960, 8, p. 612.

58.Wiedersich H. J. Metals., 1964, 16, p. 424.

59. Cottrell A. H., Stokes R. J. Proc. Roy. Soc, A., 1955, 233, p. 17.

60.Diehl J.. Berner R. Z. Metallkunde, 1960, 51, S. 522.

64.Лаврентьев Ф. Ф., Владимирова В. Л. «Фпз. металлов и металловеде­ ние», 1971, 31, с. 162.

65. Adams К. Н., Vreeland Т. Trans A I M E , 1968. 242, р. 132.

66.Taylor G. I . Proc. Row Soc. A, 1934. 145, p. 362.

67.Gilman J. J . J . Appl . Phys., 1962. 33, p. 2703.

69.Hirsch P. B. Philos. Mag . , 1962, 7, p. 67.

72.Telelman A. S. Acta metallurgica, 1962. 10, p. 813.

73. Escaig B. I n : Dislocation Dynamics. M c G r a w - H i l l Publ. Co., 1968, p. 655; J. Physique, 1968, 29, p. 225.

74.Hirsh P. В., Mitchell T. E. Canad. J. Phys., 1967. 45, p. 663.

Г л а в а

З

Ф И З И Ч Е С К И Е О С Н О В Ы Р А З Р У Ш Е Н И Я Б Е Р И Л Л И Я

Согласно современным представлениям, в основе которых лежит идея, выдвинутая А. В. Степановым [1], разрушение кри­ сталлов металлов наступает лишь после их предварительной пластической деформации. Разрушение происходит в две ста­ дии [2, 3]: вначале образуются зародыши микротрещин, затем происходит их рост. Пластическая деформация необходима для образования зародышей трещин, поэтому зарождение часто свя­ зывают с величиной касательных напряжений. В свою очередь, рост трещин в значительной мере определяется величиной нор­ мальных напряжений.

Долгое время существовало мнение, что критерием разруше­ ния кристаллов является достижение критической величины растягивающих напряжений ар , направленных нормально к плоскости трещины (закон Зонке [4]). Развитию этого критерия способствовали, с одной стороны, экспериментальные результа­ ты, собранные Шмидом и Боасом [5], и с другой — теоретические работы Гриффитса [6]. Гриффите впервые ввел представление о мнкротрещине как источнике последующего разрушения, однако он предполагал, что зародыши трещин всегда имеются в исход­ ном материале. Критерий разрушения Гриффитса имеет вид

Теория Гриффитса удовлетворительно объяснила экспери­ ментальные результаты по разрушению стекла и некоторых дру­ гих материалов, однако она оказалась неприемлемой для ме­ таллов и других кристаллических веществ. В этом случае под­ становка в уравнение (3.1) экспериментально измеренных зна­ чений от,, приводит к неприемлемо высоким значениям длины мнкротрещдш (например, у цинка 2С,Ф по порядку величины составляет 1—10 мм). Экспериментальные исследования про­ цесса разрушения монокристаллов, проведенные после опубли­ кования книги Шмида и Боаса [5], также показали, что при из­ менении ориентации кристаллов ни сгр, ни т р не остаются посто­ янными [7—12].