Механизм пластической деформации металлов

Итак, способность к пластическому деформированию кристаллов (как и ряд других их свойств) является резко анизотропной. Плоскости и направления скольжения в кристалле заданы самим характером его решетки, они не определяются величиной и направлением максимальных касательных напряжений. В любом кристалле скольжение возможно только вдоль некоторых кристаллографических плоскостей, определяемых только геометрией структуры, и в некоторых направлениях, лежащих в этих плоскостях. Сочетание плоскости скольжения и направления скольжения с определенными индексами составляет систему скольжения.

Двойникование, вероятность которого существенно зависит от плотности упаковки решеток, проходит, как в скольжение, с соблюдением определенных кристаллографических соотношений.

Несмотря на значительное количество однотипных систем скольжения (или двойникования), в каждый момент деформации действует преимущественно одна система, но на разных стадиях деформации могут действовать разные системы скольжения. В первом приближении считают, что вначале деформация идет по системе, наиболее благоприятно ориентированной к направлению максимального касательного напряжения. Пo мере увеличения напряжения деформация начинается по менее благоприятно ориентированным плоскостям.

Таким образом, различные системы скольжения последовательно вступают в процесс пластического течения, что можно зафиксировать при феноменологическом изучении процесса деформации металлов.

Механизм пластической деформации, например скольжением, можно понять, рассматривая процесс на атомном уровне, т. е. при изучении его элементарного акта. При этом оказывается, что и элементарный акт скольжения также развивается последовательно, а не одновременно во всей плоскости скольжения. Это вытекает из рассмотрения физической сущности явления скольжения.

Если предположить, что два атомных ряда в плоскости скольжения смещаются относительно друг друга как жесткие системы, то это означает, что все атомы в каком-нибудь ряду должны двигаться одновременно и смещаться на одну и ту же величину х (рис. 35, а). Однако такое жесткое смещение может происходить в том случае, если сила, вызывающая сдвиг одного ряда относительно другого, одинакова во всех точках плоскости скольжения. Этого не может быть из-за наличия флуктуации энергии тепловых колебаний атомов и невозможности приложить равномерно распределенную силу к цепочке упруго связанных атомов. Ho если сила, вызывающая сдвиг, будет распределена неравномерно и неоднородно в плоскости скольжения, то это означает, что и скольжение будет происходить последовательно, а не одновременно, т. е. начинаться в одном или нескольких участках плоскости скольжения и затем распространяться по всей плоскости с некоторой конечной скоростью.

К выводу о последовательном развитии деформации и плоскости скольжения можно также прийти, рассматривая изменение энергии в процессе сдвига.

Диаграмма изменения энергии для случая жесткого смещения атомных рядов приведена на рис. 35, б. Хотя точный вид такой диаграммы определяется законом изменения межатомных сил, в первом приближении можно считать справедливой приведенную на рис. 35 синусоидальную зависимость с минимальными значениями межатомной связи в равновесных положениях х=0; b; 2b;... nb. Сила (или напряжение), необходимая для сохранения механически стабильной решетки на каждой стадии сдвига, может быть определена по наклону кривой в каждом данном положении решетки (см. верхнюю часть рис. 35,б),

Однако эта диаграмма не определяет равновесного положения кристалла в случае приложения к нему внешнего напряжения о, так как в термодинамическую систему не включен сам источник напряжений. При совместном рассмотрении изменения энергии кристалла и энергии источника напряжений в процессе скольжения (сдвига) следует учитывать, что энергия источника в процессе деформации кристалла всегда уменьшается, так как она расходуется на совершение скольжения.

Энергетическая диаграмма системы, включающей кристалл, в котором происходит скольжение, и источник напряжений, вызывающий скольжение, будет иметь вид, изображенный на рис. 35,в. Из этой диаграммы следует, что существует термодинамическая вероятность перехода из положения А в положение В с преодолением потенциального барьера, связанного с промежуточным переводом в положение с высокой энергией С. Согласно данным термодинамики такой переход из положения А в положение В должен осуществляться последовательно, причем таким образом, чтобы количество материала в положении С в любой данный момент в процессе перехода было минимальным. Иными словами, для того чтобы уменьшился объем материала в высокоэнергетическом состоянии С, должна быть образована узкая промежуточная область порядка атомных размеров, которая будет перемещаться в процессе скольжения (рис. 36).

Таким образом, скольжение развивается последовательно и распространяется по плоскости скольжения с некоторой конечной скоростью. Тогда на любой стадии последовательного скольжения можно очертить в плоскости скольжения ту часть кристалла, в которой скольжение уже произошло. Граница между участками, в которых скольжение уже произошло и в которых скольжения еще нет, и будет линией дислокации. С ней будет связано нарушение геометрической правильности расположения атомов в исходном материале (рис. 36, участок С).

Когда скольжение развивается в кристалле, в нем перемещается в направлении скольжения и дислокационная линия; смещение является одинаковым по всему участку плоскости скольжения, где произошел сдвиг, но оно падает до нуля при переходе через дислокационную линию.

Нарушения геометрически правильного расположения атомов в решетке вблизи дислокационной линии определяются размещением в этом месте слоя материала такой толщины, которая равна величине сдвига. Так, для простой кубической решетки, плоскость скольжения которой перпендикулярна плоскости чертежа (рис. 37), последовательное развитие скольжения приводит к тому, что в верхней части кристалла должна быть лишняя томная полуплоскость (или экстраплоскость). При пересечении экстраплоскости с плоскостью скольжения образуется дислокационная линия. Развитие процесса скольжения происходит путем перемещения экстраплоскости (и дислокационной линии) в данном случае вправо. Дислокация исчезает, когда процесс скольжения завершен (рис. 37) и в кристалле произошел единичный сдвиг (по схеме на одно межатомное расстояние), выходящий на поверхность.

Важнейшим свойством дислокационной линии является то, что она не может оборваться внутри кристалла. Это следует из самого определений дислокации как границы между сдвинутой и несдвинутой частями кристалла, т. е. дислокационная линия ограничивает часть площади поверхности, и поэтому может или замыкаться на себя, образуя петлю, или выйти на поверхность. Этой поверхностью может быть внешняя поверхность кристалла или большеугловая граница.

В общем случае дислокационная линия является произвольной пространственной кривой, вдоль которой вектор Бюргерса является постоянным. В поле упругих деформаций, связанном с дислокацией, аккумулирована упругая энергия, пропорциональная длине линии дислокации. Удельную энергию на единицу длины дислокации называют также ее линейным натяжением. Показано, что линейное натяжение пропорционально Gb2.

Так как вектор Бюргерса постоянен по длине дислокационной линии, а последняя является замкнутым контуром в плоскости скольжения, то это означает, что угол между вектором Бюргерса и дислокационной линией изменяется в пределах от 0 до 90°. С поворотом дислокационной линии относительно направления скольжения будет меняться строение дислокации. Различают краевые дислокации, в которых линия дислокации перпендикулярна вектору Бюргерса, и винтовые, в которых линия дислокации параллельна вектору Бюргерса (рис. 38 и 39).

Основное различие между двумя типами дислокаций — краевой и винтовой — состоит в том, что винтовая дислокация может перемещаться (скользить) по ряду перпендикулярных плоскостей, осуществляя поперечное скольжение, тогда как краевая — только по одной плоскости, в которой она находится. Краевая дислокация не может двигаться в направлении вверх или вниз от своей плоскости скольжения, так как это требовало бы удлинения или укорочения экстраплоскости (полуплоскости), рис. 39. Экстраплоскость содержит определенное число атомов, и для того чтобы изменить ее длину, необходимо присоединить к ее краю часть атомов или удалить. Для осуществления этих процессов переползания краевой дислокации из своей плоскости скольжения в другую, расположенную выше или ниже данной, необходимо повышение температуры до таких пределов, при которых наблюдается нужная для изменения длины экстраплоскости диффузия в кристалле (атомов или вакансий). В результате переползания будет происходить движение краевой дислокации в направлении, перпендикулярном данной плоскости скольжения.

Движение дислокаций в своей плоскости скольжения называют консервативным. В том случае, когда дислокация покидает плоскость скольжения, в которой она раньше находилась, наблюдается неконсервативное движение. Примером его является, в частности, переползание краевых дислокаций.

Переползание определяет многие важные элементарные процессы пластической деформации. Например, если движение дислокации по данной плоскости скольжении затруднено из-за наличия препятствия, то обход этого препятствия и выход дислокаций в другие плоскости скольжения возможны в результате переползания, являющегося, как было сказано выше, термически активиируемым процессом.

В реальных кристаллах, обладающих рядом затруднающих распространение деформации барьеров, скольжение может идти частично в одной плоскости и частично в соседней плоскости скольжения. Дислокационная линия в этом случае будет иметь ступеньку (порог). Такие пороги (ступеньки) образовываются и в случае, когда пересекаются две дислокации, двигающиеся в пересекающихся плоскостях скольжения. Если, например, какая-то дислокация XY проходит (пересекает) через дислокацию VW, то в последней будет образована ступенька (порог), имеющая то же направление и величину, что и вектор Бюргерса дислокации XY. Ступенька представляет собой отрезок дислокации, поэтому энергия порога (ступеньки) равна примерно Gb2.

В плотноупакованных решетках (например, г. ц. к.) образование краевой дислокации по обычной схеме должно предусматривать «вклинивание» экстраплоскости (рис. 40,A). Эта экстраплоскость изображается состоящей из двух атомных рядов а и b типа {110} с одинаковой конфигурацией атомов, один из которых (b) сдвинут по отношению к другому (а) на половину параметра решетки. Однако в условиях плотной упаковки такое обычное строение единичной краевой дислокации будут определять большие искажения кристаллической решетки и высокую энергию, т. е. неустойчивость данного строения дислокации. Между тем энергия упругой деформации вокруг такой единичной дислокации может быть уменьшена (имея в виду особое плотноупакованное расположение атомов в плоскости {111}), если эти лишние вставленные атомные ряды будут отдалены один от другого (рис. 40,Б). Иными словами, если обычное «вклинивание» экстраплоскости (схема Л) в плотную упаковку г. ц. к. решетки маловероятно по энергетическим соображениям, то атомы, входящие в эту экстраплоскость, вместе с атомами плоскостей, расположенных справа и слева от нее, образуют «перестроение» на участке «d». Упаковка атомов на этом участке отвечает гексагональному строению (являющемуся как бы «дефектным» в общем окружении гранецентрированной кубической решетки). Границами между дефектом упаковки, имеющим гексагональное построение, и матрицей, имеющей г. ц. к. решетку, будут частичные дислокации с векторами bPb и bPa.

Наличие в кристаллах расщепленных (растянутых) дислокаций, состоящих из двух частичных дислокаций и расположенного между ними дефекта упаковки, определяет ряд важных особенностей. Так, эти дислокации теряют возможность обходить препятствия путем перемены плоскости скольжения. Для того чтобы обычное скольжение (консервативное движение дислокаций) трансформировалось в своем развитии, например, при встрече с препятствиями, в поперечное скольжение или для того чтобы препятствие было обойдено в результате переползания, необходимо преобразование расщепленной дислокации в нерасщепленную в результате рекомбинации (слияния) частичных дислокаций. Для осуществления этого процесса требуется определенная энергия активации, которая будет тем выше, чем больше протяженность дефекта упаковки между частичными дислокациями. Следовательно, чем в большей степени «разобщены» частичные дислокации, тем труднее могут быть обойдены препятствия посредством поперечного скольжения или переползания.

Многие различия в поведении металлов с г. ц. к. решеткой при их пластическом деформировании объясняются различной шириной расщепления дислокации в связи с разной энергией дефекта упаковки. Так, в алюминии, в котором протяженность дефекта упаковки (ширина расщепления дислокации) составляет один-два атомных диаметра, уже при комнатной температуре наблюдают поперечное скольжение, но оно отсутствует при этих условиях в меди, в которой протяженность дефекта упаковки ~10 атомных диаметров.

В случае сплавов — твердых растворов, если атомы растворенных в кристалле компонентов уменьшают поверхностную энергию между дефектом упаковки и окружающей его матрицей, то они будут концентрироваться в дефекте упаковки и тем самым определять еще большее «разобщение» частичных дислокаций, ограничивающих дефект упаковки.

Поверхностное натяжение, связанное с энергией дефекта упаковки у, противодействует упругому отталкиванию между частичными дислокациями и определяет равновесное расстояние (или «расщепленность») d0, которое можно оценить по безразмерному параметру ус/Gb2, где G — модуль сдвига (в плоскости скольжения), с — расстояние между соседними плоскостями скольжения, b — расстояние между соседними атомами в плоскости скольжения (т. е. модуль вектора b). Если d0 > 10в-2, то расстояние между частичными дислокациями примерно равно b (для алюминия параметр ус/Gb2 приблизительно равен 2,3*10в-2), и энергия дефекта упаковки высока. Если yc/Gb2 < 10в-2 (например, ~4*10в-3 для меди), то частичные дислокации находятся на заметном расстоянии друг от друга (для краевой дислокации в меди d0 = 12b, для винтовой d0 = 5b), а энергия дефекта упаковки сравнительно низкая. Чем выше энергия дефекта упаковки, тем менее устойчива расщепленная дислокация и вся дислокационная структура, составленная из различных комбинаций расщепленных дислокаций.

Пластическая деформация (необратимое изменение формы кристалла) может происходить только вследствие необратимого перемещения дефектов решетки; основной вид деформации — пластическое течение — определяется движением дислокаций.

На рис. 41 схематически показано, как протекает деформация в кристалле при движении ряда краевых дислокаций на различные расстояния. Общее смещение Д верхней части кубика по отношению к нижней набирается из ряда малых смещений bi, создаваемых при движении отдельных дислокаций. Когда дислокация полностью проходит через кристалл, она вызывает смещение b, равное по величине ее вектору Бюргерса. До того момента, когда дислокация начала двигаться, смещение равно нулю. Несмотря на то, что b очень мало по сравнению с размерами кристалла (L или h), смещение bi для положения дислокации хi (являющимся промежуточным между xi=0 и xi=L) пропорционально расстояниию xi/L, на которое переместилась дислокация:

где N — общее число дислокаций, перемещающихся в кристалле. Макроскопическая деформация сдвига определяется по формуле

Заменяя сумму на среднее значение х, взятое по всем числам, и проведя расчет удельной деформации (h и L равны единице), получим y=bNx, где N можно характеризовать как плотность дислокаций, равную числу дислокационных линий, приходящихся на единицу течения кристалла.

Часто более важным является определение скорости деформации, чем общей деформации. Дифференцирование предыдущего уравнения дает:

где v — средняя скорость движения дислокаций (никогда не превышающая скорости распространения звука).