Механизм микропластической деформации сплавов

Известно, что движение дислокаций при наименьших напряжениях возможно только при наличии на имеющихся дислокациях перегибов, расположенных в местах минимума энергии Пайерлса—Набарро и перемещающихся под действием приложенных напряжений вдоль максимумов этой энергии. При этих напряжениях еще не происходит генерации дислокаций и их пересечения. Можно принять, что порог упругости определяется напряжением, необходимым для движения перегибов, имеющихся на дислокациях. Таким образом, движение перегибов является элементарным актом пластической деформации, зависящим от высоты барьеров периодического силового поля. Естественно, что это движение перегибов обратимо до тех пор, пока приложенное напряжение не превышает порога упругости. Поэтому сохраняются неизменными и замкнутыми петли упругого гистерезиса при повторных нагружениях.

Сопротивление движению перегибов могут оказывать следующие факторы:

1) статистически расположенные в решетке атомы примесей, особенно атомы примесей внедрения;

2) силы Пейерлса—Набарро;

3) упругое взаимодействие между перегибами тех же сегментов дислокаций и между другими дислокациями.

Исследование показало, что величина порога упругости поликристаллического железа высокой чистоты не зависит от плотности дислокаций, изменявшейся в результате предварительной пластической деформации до 5%.

Отсюда следует, что основное влияние на величину порога упругости могут оказывать только первые два фактора.

Известно, что в металлах с о. ц. к. решеткой дислокации вытягиваются и выпрямляются вдоль направления с наиболее плотной упаковкой, особенно при низких температурах. Как показано в работе, подвижность краевых дислокаций больше, чем винтовых, и поэтому движение краевых составляющих перегибов против сил Пайерлса—Набарро, требующее наименьшей энергии, и определяет порог, или абсолютный предел упругости.

Величина порога упругости непосредственно связана с напряжением трения решетки — критическим напряжением, при котором начинается обратимое движение дислокаций из положений, занимавшихся ими до приложения нагрузки. Основные составляющие напряжения трения, как и порога упругости — силы Пайерлса—Набарро и взаимодействие дислокаций с атомами примесей.

Используя метод измерения рассеяния энергии по величине площади замкнутой петли упругого гистерезиса при деформации, можно вычислить напряжение трения, а следовательно, определить и величину порога упругости.

В работах показано, что энергия, затрачиваемая на образование замкнутой петли гистерезиса, равна AW = 2тFАу, где Ay — максимальная неупругая деформация, a тF — напряжение трения (рис. 3). Таким образом, практически напряжение трения можно вычислить по половине тангенса угла наклона линии, выражающей зависимость AW—Ay в области малых неупругих деформаций.

Как уже указывалось, порог упругости прямо связан с величиной напряжения трения. При напряжениях ниже порога упругости петля упругого гистерезиса замкнутая и может многократно воспроизводиться, следовательно, движение дислокаций при каждом цикле нагрузка — разгрузка повторяется и дислокации, которые перемещались при нагрузке в одном направлении; при разгрузке движутся в обратном. В исходном положении каждая дислокация уравновешена упругим напряжением xG и напряжением трения тF.

Если дислокации, перемещаясь в процессе нагрузки, достигли состояния равновесия при приложенном напряжении т = тG + тF, то при разгрузке они будут двигаться в обратном направлении под напряжением т1 = тG—тF. Таким образом, минимальное напряжение, необходимое для движения дислокаций, т—т1 = 2xF, т. е. порог упругости т0 равен 2xF.

Этот же результат получается и в том случае, если принять, что AW = 2тFAy и предположить, что рассеяние энергии в твердом теле представляет результат только одного процесса — преодоления напряжения трения.

Если петля упругого гистерезиса лишь немного отличается от прямой линии и амплитуда напряжения приближается к т0, то площадь этой петли приблизительно равна AW = kт0 при у —> 0. В то же время, поскольку в общем случае AW = 2xFAy, то, как и в первом случае, т0 = 2тF. Соотношение между тF и т0 также отчетливо видно из рис. 3. Исходя из сказанного выше, порог упругости можно интерпретировать как напряжение, по достижении которого впервые отмечается движение дислокаций и, следовательно, начинает действовать один из механизмов атермической пластической деформации. Это движение заключается в выгибании сегментов дислокаций в местах концентрации напряжений, т. е. у границ зерен или в участках, где имеются включения или другие структурные дефекты.

Точный структурный механизм, лежащий в основе процессов, приводящих к появлению замкнутых петель гистерезиса и, следовательно, определяющих положение порога упругости, еще не установлен. He вполне ясно, ограничивается процесс неупругой деформации только выгибанием сегментов дислокаций или при этом уже действуют источники дислокаций, но дислокации, испускаемые этими источниками, при разгрузке возвращаются обратно и уничтожаются на них. Таким образом, для этих дислокационных процессов наиболее характерно то, что они полностью обратимы.

Обратимую (т. е. неупругую) в механическом смысле деформацию с помощью структурных методов наблюдали преимущественно на монокристаллах, а также на крупнозернистых поликристаллах. В работе показано, что при напряжениях ниже порога упругости фиксируются определенные обратимые субструктурные изменения, выявляемые методом ямок травления и рентгеноструктурным анализом.

Эту же обратимую микропластическую деформацию, равную ~10в-6 и протекающую по тому же дислокационному механизму, что и пластическая деформация, наблюдал тензометрическим методом А. В. Гурьев при полном отсутствии необратимой деформации. При о < о0 обратимая деформация следует закону енеупр = К1о2.

Процессы обратимой (неупругой) пластической деформации имеют важное значение для пружинных сплавов, определяя такие их характеристики, как упругое последействие и упругий гистерезис. Поэтому анализ механизма такой деформации представляет большой теоретический и практический интерес. Обратимая неупругая деформация обнаруживается вплоть до предела микротекучести, когда возникает надежно измеряемая остаточная деформация.

Предел микротекучести (упругости) можно определить по нескольким независимым признакам: по появлению заданной микропластической деформации (обычно ~2*10в-6) после разгрузки, по нарастанию деформации при каждом новом нагружении (до порога упругости этого нарастания нет) и по первому появлению незамкнутой петли упругого гистерезиса, т. е. с большей надежностью, чем условный предел упругости по стандартной методике.

Современные методы измерения с использованием проволочных датчиков, точных компараторов, специальных оптических тензометров, емкостных и индуктивных датчиков позволяют определять предел микротекучести при допуске на остаточную деформацию порядка 10в-6 и даже 10в-7.

Для разработки новых пружинных сплавов и методов их обработки важнейшее значение имеет вопрос о том, какой именно атомный механизм деформации приводит к появлению первой необратимой (остаточной) деформации и какой величины напряжение, т. е. предел микротекучести или упругости, может вызвать эту необратимую деформацию.

Переход через порог упругости и, следовательно, от упругой и неупругой деформации к пластической (остаточной) сопровождается резким изменением коэффициента расширения, тепловых и других физических свойств. В частности, с переходом через порог упругости коэффициент термического расширения после разгрузки не возвращается к своему первоначальному значению. Температура образца при адиабатическом растяжении в упругой области должна снижаться по линейному закону, а при упругом сжатии повышаться:

где Cр — теплоемкость; у — плотность; al — коэффициент расширения; о — напряжение сжатия.

Однако при напряжениях в районе перехода через порог упругости этот закон нарушается, так как необратимая деформация сопровождается выделением тепла.

Появление пластической деформации при растяжении должно сопровождаться переходом от снижения температуры к ее повышению, что и обнаруживается при использовании термоэлектрического метода с применением высокочувствительного микровольтметра или осциллографа. Даже очень малое повышение температуры в результате появления пластической деформации при нагружении особенно отчетливо выявляется на сверхпроводящих металлах при очень низких температурах «1° К), так как при этом они переходят в состояние нормальной проводимости.

Переходу от обратимой пластической деформации к остаточной способствуют: взаимодействие между дислокациями, генерация новых дислокаций и их взаимодействие с исходной сеткой и, наконец, переход дислокаций в положение минимума энергии внутренних напряжений после преодоления соответствующего пика.

Вероятность начала любого из этих процессов возрастает с ростом общей подвижности дислокаций. Она увеличивается, если могут двигаться и краевые, и винтовые компоненты. В отличие от порога упругости предел микротекучести (упругости) зависит от степени предварительной деформации и в его величину существенный вклад вносит преодоление пиков поля внутренних напряжений. С ростом предварительной деформации уменьшается средняя свободная длина дислокаций и поэтому растет напряжение, необходимое для генерации дислокаций.

Предел микротекучести (упругости) некоторых металлов и, в частности, железа характеризуется более резкой зависимостью от температуры, чем порог упругости. Так как предел микротекучести изменяется с температурой более круто, чем модуль упругости, это свидетельствует о том, что напряжение активации источников дислокаций не лимитирует появления остаточной деформации.

Остаточная деформация на пределе микротекучести, вероятно, является результатом связывания имеющихся скользящих и генерируемых дислокаций с исходной сеткой. Для этого необходимо, чтобы петля дислокаций вышла из своей плоскости скольжения путем поперечного скольжения. В случае самых ранних стадий деформации вероятность осуществления этого процесса в объеме зерна меньше, чем по границам.

Это объясняется тем, что концентрация напряжений в приграничном слое больше, и потому там в первую очередь, во всяком случае в металлах с объемноцентрированной кубической решеткой, начинают функционировать источники дислокаций, в результате чего образуются большие их скопления. Однако если источники дислокаций начинают генерировать в объеме зерна, как это экспериментально доказано на поликристаллической меди, то дислокации в своем движении концентрируются у границ.

Повышенные напряжения и заметно большее время пребывания дислокаций у границ, чем в объеме зерна, способствуют термической активации поперечного скольжения в этих зонах. Образование таких сеток дислокаций у границ обнаружено при микропластической деформации бериллия.

Следовательно, в отличие от порога упругости при достижении предела упругости (микротекучести) (o0,0002) отмечаются заметные необратимые изменения дислокационной структуры. По данным работы, этот предел упругости (микротекучести) в случае сплавов медь—алюминий различной концентрации совпадает с напряжением, вызывающим размножение дислокаций, что доказано экспериментально методом выявления ямок травления. Это напряжение соответствует положению, когда дислокации перерезают «лес». Об изменениях субструктуры свидетельствуют и данные работы, относящиеся, однако, к несколько более развитой стадии микропластической деформации от 2*10в-6 до (7-10)*10в-6 (стадия А', см. рис. 4). На этой стадии микропластической деформации плотность дислокаций заметно возрастает в среднем с (5-30)*10в7 смв-2 для хорошо отожженного состояния до (5-150)*10в8 см-2. Однако изменения дислокационной структуры в разных зернах существенно различны. Наибольшие скопления дислокационных сеток наблюдались по границам зерен. На более поздней стадии микропластической деформации (В') модуль упрочнения заметно уменьшается и фиксируются несколько иные изменения дислокационной структуры и в значительно большем числе зерен, чем на начальной стадии. Плотность дислокаций на стадии В' не изменяется, но на дислокациях наблюдаются пороги и их петли удлиняются.

Общий характер кривой деформации в области микропластичности обычно является двустадийным и не описывается общей параболической зависимостью, предложенной в работе:

где С и В — постоянные.

По теории Брауна и Люкенса зависимость микропластической деформации емпл от напряжения а и величины зерна d имеет следующий вид:

где k — постоянная; р — плотность источников дислокаций; о0 — напряжение, необходимое для активации первых источников дислокаций, не зависящее от субструктуры и от величины зерна. По данным, указанная зависимость не согласуется с экспериментальными данными, поскольку теория не учитывает неоднородность развития микродеформации в поликристаллах. Наконец, в теории не учитывается влияние субструктуры на о0 и реальное изменение распределения дислокаций в зернах.

Согласно, зависимость величины микропластической деформации емпл от напряжения для рекристаллизованной поликристаллической меди (99,9% Cu) может быть описана уравнением

Величина о0 зависит от субструктуры (плотности дислокаций); k — от величины зерна; n — постоянная, не зависящая от субструктуры и величины зерна. Изменения емпл в зависимости от o в области микродеформации определяют функцией распределения пластически деформированных зерен. С изменением субструктуры это распределение смещается. Из-за сложной физической природы микропластической деформации зависимость емпл от напряжения в общем случае является нелинейной. В случае никеля, бериллиевой бронзы и ниобия и поликристаллического бериллия развитие микропластической деформации характеризуется двумя или тремя стадиями. В частности, на поликристаллическом и монокристаллическом бериллии четко выявляется двухстадийное развитие микропластической деформации, а на бериллиевой бронзе — трехстадийное (рис. 5). В случае бериллиевой бронзы после старения первая стадия (Л) отвечает легкому скольжению, когда дислокации перемещаются в участках, которые практически не содержат выделений. На стадии В движутся дислокации с меньшей свободной длиной, и при своем движении они встречают большее сопротивление. Обе эти стадии в основном контролируются процессом исчерпывания дислокаций. Третья стадия С — это область макропластической деформации, когда приложенное напряжение вызывает движение дислокаций между частицами выделений или перерезание их в объеме всего образца. Протяженность каждой стадии и особенности изменения свойств, естественно, зависят от состояния сплава. Сложный характер развития микродеформации в бериллиевой бронзе характеризует и зависимость необратимо рассеиваемой энергии от амплитуды деформации (рис. 6).

Существенно заметить, что коэффициент или модуль упрочнения металлов и сплавов в области микродеформации значительно выше, особенно на первой ее стадии, чем в области макродеформации.

Ранние стадии микропластической деформации, как отмечалось выше, также четко выявляются методом ямок травления на кремнистом железе. Они соответствуют началу появления полос скольжения в районе границ зерен, где впервые и начинают функционировать источники дислокаций. Напряжение, отвечающее появлению полос скольжения у границ лишь в очень малой степени, зависит от величины зерна, так как границы зерна в данном случае не являются препятствием для развития процесса скольжения. Для макроскопического предела текучести или напряжения, соответствующего началу продвижения полос скольжения от зерна к зерну, напротив, характерна резкая зависимость от величины зерна. Однако, по данным, на напряжение, отвечающее возникновению микропластической деформации величиной ~1*10в-6, размер зерна все же оказывает влияние, хотя и весьма слабое.

С помощью метода ямок травления показано, что при деформации 16*10в-6 субструктура ниобия характеризуется довольно значительным развитием полос скольжения при скоплении дислокаций в районе границ зерен (рис. 7).

Общая картина изменения субструктуры с ростом величины пластической деформации, начиная от микропластической и кончая соответствующей пределу текучести, представлена на рис. 8. При деформации ~30*10в-6, приблизительно соответствующей условному пределу упругости, полосы скольжения проходят через зерно и расширяются преимущественно вследствие размножения дислокаций при поперечном скольжении. Когда пластическая деформация достигает ~5*10в-4, в зернах происходит скольжение по многим системам.

При этом в результате увеличения касательных напряжений впереди распространяющейся полосы скольжения в одном зерне активируются источники в соседнем зерне и вследствие этого зарождаются и развиваются в нем полосы скольжения.

Таким образом происходит последовательная передача сдвигов, приводящая к деформации в объеме металла с большим числом различно ориентированных зерен. Однако эти процессы протекают при деформациях, отвечающих пределу текучести, и, следовательно, не имеют первостепенного значения для пружинных сплавов, свойства которых связаны с развитием микропластической деформации.

На основании приведенных данных следует заключить, что микропластическая деформация поликристаллических металлов представляет собой специфический процесс, отличающийся от макродеформации резкой неоднородностью своего развития в отдельных зернах. Зависимость деформации от напряжения в микропластической области связана с увеличением интенсивности активации источников скольжения в отдельных зернах и отличается от наблюдающейся в области макродеформации, протекающей практически во всех зернах, значительно большей степенью деформационного упрочнения.