Добавил:
ivanov666
Опубликованный материал нарушает ваши авторские права? Сообщите нам.
Вуз:
Предмет:
Файл:Теория обработки металлов давлением. Учебное пособие
.pdf
11
Число таких плоскостей в ГЦК – четыре. В каждой плоскости по три
направления с наибольшим числом атомов – три на каждой грани (рис. 2.6).
Определяем элементы сдвига для ГЦК по формуле: 4·3 = 12.
Рис. 2.6. Количество элементов сдвига в решетке ГЦК
Гексагональная плотноупакованная
(ГПУ) решетка содержит наибольшее ко-
личество атомов (семь), расположенных в
плоскостях базиса, т. е. в основаниях призмы. Направлений сдвига в этом случае три,
а плоскость сдвига одна. Определяем элементы сдвига для ГПУ по формуле: 1·3 = 3
(рис. 2.7).
Наиболее благоприятные условия для
сдвига возникают тогда, когда плоскость
скольжения в кристаллической решетке
совпадает с направлением максимального
касательного напряжения τ
max
(рис. 2.8).
Рис. 2.8. Расположение
плоскостей скольжения
в кристаллических решетках:
а – благоприятное расположение
плоскости скольжения;
б – сдвиг при совпадении
главного касательного напряжения
с плоскостями скольжения
а) б)
Рис. 2.7. Количество
элементов сдвига
в решетке ГПУ
12
Величина максимального касательного напряжения определяется
из функции:
τ
max
= f(σ1,φ),
где σ1 – нормальное напряжение от приложенной нагрузки; φ – угол
между направлением приложения нагрузки (действия напряжения σ1) и плоскостью скольжения.
3. ФИЗИЧЕСКАЯ ПРИРОДА
ХОЛОДНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ
МОНОКРИСТАЛЛА
3.1. Деформация монокристалла скольжением и двойникованием
Пластическая деформация монокристалла может происходить в
основном двумя путями: скольжением и двойникованием.
Скольжение представляет собой параллельное смещение тонких
слоев монокристалла относительно друг друга. Движение охватывает
ряд плоскостей, или тончайших слоев (полос скольжения), в промежутках между которыми элементы пластической деформации отсутствуют.
Экспериментально установлено, что полосы скольжения отстоят
одна от другой в среднем на расстоянии около 1 мкм, а расстояния
между соседними атомными плоскостями выражаются цифрами порядка 1·10-4 мкм.
Характер деформации монокристалла путем скольжения виден на
образце из монокристалла сплава меди и алюминия, подвергнутом растяжению (рис. 3.1).
Рис. 3.1. Характер деформации монокристалла скольжением
Скольжение в монокристаллах происходит по определенным кристаллографическим плоскостям, которые называются плоскостями
скольжения.
13
На возможность смещения атомов по каким-либо кристаллическим
плоскостям значительное влияние оказывает температура. Повышение
температуры, а, следовательно, и амплитуды тепловых колебаний атомов, в ряде случаев приводит к тому, что процесс скольжения может
происходить по другим плоскостям, отличным от тех, по которым происходит скольжение при комнатной температуре. Например, в металлах
с гексагональной плотноупакованной решеткой при комнатной температуре существует одна плоскость скольжения – плоскость базиса,
а при повышенной температуре дополнительно появляется возможность скольжения по другим плоскостям.
Двойникование представляет собой смещение атомов, расположен-
ных в плоскостях, параллельных некоторой плоскости, называемой
плоскостью двойникования, на расстояния, пропорциональные расстоянию этих плоскостей от плоскости двойникования (рис. 3.2).
Рис. 3.2. Характер деформации монокристалла путем двойникования
Штриховыми линиями показан двойник, получившийся в результате деформации. При этом ребра кристаллической решетки, первоначально наклоненные к плоскости двойникования под углом α < 90°, поворачиваются на угол, равный 180° – 2α.
Решетка части кристалла, получившей деформацию двойникованием, является зеркальным изображением решетки недеформированной
части кристалла относительно плоскости двойникования (двойником),
и взаимное расположение атомов в двойнике аналогично их расположению в недеформированном металле.
Двойникование сравнительно редко происходит при статическом
нагружении и значительно чаще при деформировании ударом. Двойникование может возникать не только в результате воздействия на деформируемое тело внешних сил, но и в результате отжига после пластиче-
14
ской деформации. Такое явление наблюдается, в частности, в меди,
латуни и некоторых других металлах с гранецентрированной кубической решеткой.
Двойникование может сопутствовать деформации скольжением.
При деформации скольжением сопутствующее двойникование скачкообразно уменьшает усилие, необходимое для деформирования. Плоскости двойникования при этом обычно совпадают с плоскостями скольжения (рис. 3.3).
Рис. 3.3. Схема растяжения образца из монокристалла
У металлов процесс пластической деформации в основном осуществляется путем скольжения. Исследования, проведенные Сторожевым В.М.
и Поповым Е.А., показали, что сдвигающее касательное напряжение, которое необходимо для начала пластической деформации скольжения для
данного металла, при данной температуре и скорости деформации есть
величина постоянная, не зависящая от ориентации плоскостей скольжения относительно действия на тело внешних сил. Величину этого сдвигающего напряжения можно определить по формуле
τ = (P/F) · cos φ · cos λ,
где P – растягивающая сила; F – площадь поперечного сечения образца
из монокристалла; φ – угол между нормалью к плоскости
скольжения и направлением действия силы P; λ – угол между
направлением скольжения и силой P.
Величина предела текучести монокристалла, соответствующая
началу пластической деформации для каждого металла, зависит от ориентировки плоскостей скольжения относительно направления действия
15
сил. Она имеет минимум при углах φ = λ = 45°. Зависимость отношения
P/F от cos φ и cos λ, полученная расчётом по приведенной выше формуле,
показана на рис. 3.4.
Рис. 3.4. Зависимость напряжения
от расположения плоскости скольжения
3.2. Элементы теории дислокаций и типы дислокаций
По современным воззрениям, процесс скольжения осуществляется
путем последовательного смещения отдельных групп атомов. Возможность относительного смещения в процессе деформации лишь части атомов, расположенных в параллельных кристаллографических
плоскостях, обусловливается наличием в металле нарушений правильного кристаллического строения. Эти нарушения приводят к тому, что в
отдельных участках кристаллической решетки атомы в недеформированном металле смещены из положений устойчивого равновесия с минимумом потенциальной энергии. Наличие таких смещений, в свою
очередь, приводит к тому, что для перемещения отдельных групп атомов, уже смещенных из положения равновесия в новые положения равновесия, могут потребоваться меньшие сдвигающие напряжения,
чем при отсутствии таких смещений.
В настоящее время значительное распространение получила теория, объясняющая процесс скольжения перемещением в плоскости
скольжения отдельных несовершенств пространственной решетки, так
называемых дислокаций.
Предположение о наличии дислокаций, как своеобразных нарушений закономерности расположения атомов в решетке монокристалла,
было выдвинуто в связи с необходимостью объяснить значительную
разницу расчетных и фактических величин касательных напряжений,
16
необходимых для начала пластических деформаций. Расчетные значения
этих касательных напряжений превышали фактические на три-четыре
порядка. Столь существенную разницу можно было объяснить лишь тем,
что действительный процесс скольжения осуществляется не одновременным смещением всех атомов одной кристаллографической плоскости относительно смежной параллельной плоскости, а последовательным смещением групп атомов, расположенных в данной плоскости.
Возможность последовательного смещения отдельных групп атомов вдоль плоскости скольжения при уменьшенных напряжениях возникает, если дефекты кристаллической решетки (дислокации) являются
не точечными (вакансии, лишние атомы), а линейными. Линейные дислокации вызывают нарушения правильного расположения атомов на
значительные (макроскопические) расстояния в одном направлении и
на малые (несколько межатомных расстояний) расстояния в направлениях, перпендикулярных к первому.
Появление элементов теории дислокаций относится к 20-м гг. XX в.
(работы Я.И. Френкеля, Дж. Тейлора, Е. Орована и др.). Однако экспериментальное подтверждение существования дислокаций получено
лишь в 50-х гг. благодаря развитию экспериментальных средств исследований строения кристаллов. Существование дислокаций было подтверждено как прямыми методами исследований (с помощью ионного
проектора, рентгеновской топографии, электронно-микроскопического
исследования), так и косвенными методами исследования (метод ямок
травления, муаровых фигур и др.).
Линейная дислокация является линейным дефектом, т. е. дефектом
кристаллической решетки, поперечные размеры которого соизмеримы с
межатомным расстоянием, а длина – с размером кристалла.
Поведение дислокаций определяет:
– механические свойства кристаллических тел;
– дислокации влияют на рост кристаллов и фазовые превращения
в твердом состоянии;
– они влияют на электрические и оптические свойства кристаллов.
Дислокации в монокристалле возникают в результате кристаллизации и в процессе пластической деформации. В кристалле дислокацию
можно представить в виде сдвига в определенной кристаллографической плоскости одной части кристалла относительно другой (рис. 3.5).
17
Рис. 3.5. Сдвиг, создающий краевую дислокацию в кристалле:
АВСD – плоскость сдвига; τ – вектор сдвига;
АВ – линия краевой дислокации
Действующее на верхнюю часть кристалла сдвигающее напряжение сдвигает её в плоскости АВСD на одно межатомное расстояние.
В результате этого в верхней части кристалла образуется одна лишняя
атомная полуплоскость (экстраплоскость), край которой является
краевой дислокацией (см. рис. 3.5).
Таким образом, краевая дислокация возникает в том случае, когда
по одну сторону от плоскости скольжения количество атомных плоскостей, перпендикулярных плоскости скольжения, больше, чем по другую.
При краевой линейной дислокации вектор сдвига перпендикулярен линии дислокации. Если полуплоскость (экстраплоскость) вставлена
сверху плоскости скольжения (рис. 3.6), то такая дислокация монокристалла считается положительной (она обозначается «┴»), а если снизу,
то – отрицательной (она обозначается «┬»).
Рис. 3.6. Образование экстраплоскости (заштриховано)
при краевой дислокации
18
Если часть кристаллической решетки монокристалла разрезать
по плоскости скольжения, а разделенные участки сместить один относительно другого на одно межатомное расстояние, то такой дефект
называется винтовой дислокацией. При винтовой дислокации вектор
сдвига в монокристалле параллелен линии дислокации (рис. 3.7).
Рис. 3.7. Образование винтовой дислокации
При винтовой дислокации лишняя полуплоскость отсутствует
и монокристалл состоит из одной атомной плоскости, закрученной
по винтовой линии. Образующаяся при этом зона изогнутых кристаллографических поверхностей, с обеих сторон граничащих с участками,
имеющими правильное кристаллическое строение, является зоной силового влияния винтовой дислокации. Выход винтовой дислокации на
поверхность кристалла заканчивается моноатомной ступенькой.
Линия, находящаяся в плоскости разреза и проходящая в зоне
наибольшего искажения решетки, называется линией винтовой дисло-
кации (рис. 3.8). В зависимости от направления вращения различают
правые и левые винтовые дислокации.
Рис. 3.8. Сдвиг, создающий винтовую
дислокацию:
АВСD – плоскость сдвига; τ – вектор сдвига;
СВ – линия винтовой дислокации
19
Краевая и винтовая дислокации относятся к прямолинейным дислокациям и являются частным случаем. Общим случаем является криво-
линейная дислокация, которая называется смешанной. Она образуется, если вектор сдвига имеет одновременно винтовую и краевую составляющие (рис. 3.9).
Рис. 3.9. Сдвиг, создающий криволинейную (смешанную) дислокацию:
пунктирная линия АС – криволинейная, или смешанная, дислокация;
в точке А дислокация чисто винтовая; в точке С – краевая дислокация;
поверхность АСВ – плоскость сдвига; τ – вектор сдвига
Перемещение дислокаций может происходить двумя способами:
путем движения вдоль одной плоскости скольжения, т. е. скольжением,
и путем трансляции или переползания.
При трансляции происходит переход дислокаций из одной плоскости скольжения в другую, которая параллельна первой.
Переползание происходит за счет диффузии материала, в результате
чего к краю добавочной плоскости присоединяется один добавочный атом.
Для того чтобы движение дислокаций могло приводить к пластической деформации монокристалла, необходимо, чтобы линия дислокации выходила на поверхность металла или образовывала замкнутую
петлю. Этапы образования такой замкнутой петли в монокристалле от
закрепленного отрезка, называемого источником Франка–Рида, показаны на рис. 3.10.
Такая петля может образоваться, если дислокация на плоскости
скольжения закреплена с двух концов. Их закрепление возможно из-за
дефекта кристаллической решетки, приводящего к возникновению
напряжений на этих участках. Возникшие напряжения не дают возможности перемещаться концам дислокаций и выгибают линию дислока-
20
ций в дугу, радиус кривизны которой зависит от величины этого
напряжения. Минимальный радиус кривизны получится, когда линия
дислокации примет форму полуокружности.
а) б)
в) г)
Рис. 3.10. Этапы образования петель источником Франка–Рида:
а – напряжение приложено к дислокации, закрепленной на концах;
б, в – расширение вогнутого участка дуги без увеличения напряжения;
г – образование замкнутой подвижной петли
При неизменном значении напряжения линия дислокаций будет закручиваться вокруг закрепленных концов, образуя большую петлю.
В результате встречного движения двух дуг петля превращается в замкнутую фигуру – замкнутую петлю дислокаций – и образует внутри новую дислокацию, аналогичную первой.
3.3. Контур Бюргерса, вектор Бюргерса
Все краевые и винтовые дислокации, которые также можно называть трансляционными дислокациями, характеризуются вектором Бюргерса. Вектор Бюргерса – это количественная характеристика, описывающая искажение кристаллической решетки вокруг дислокации.
Рассмотрим две кристаллические решетки монокристалла: реальную (рис. 3.11, а) и идеальную (рис. 3.11, б). Реальная кристаллическая
решетка содержит положительную краевую дислокацию (она обозначена «┴» на рис. 3.11, а). Проведем линии через одинаковое количество
узлов в реальном и идеальном кристалле.
Соседние файлы в предмете [НЕСОРТИРОВАННОЕ]