Файл: Папиров И.И. Пластическая деформация бериллия.pdf

ВУЗ: Не указан

Категория: Не указан

Дисциплина: Не указана

Добавлен: 10.04.2024

Просмотров: 128

Скачиваний: 0

ВНИМАНИЕ! Если данный файл нарушает Ваши авторские права, то обязательно сообщите нам.

части

также

частично сдвигаются (см.

рис. 2.7, д).

Начиная с

этого

момента происходит

открепление

дислокаций:

головная

дислокация

проскальзывает

в базисную

плоскость,

хвостовая

отодвигается от источника и от плоскости скопления, источник генерирует новую петлю, после чего процесс повторяется.

2.8.3. Интерпретация влияния предварительной деформации.

1. В л и я н и е

п р е д в а р и т е л ь н ой д е ф о р м а ц и и п р и

к о м и а т и о и

т е м п е р а т у ре на д е ф о р м а ц и ю в ж и д-

к о м а з о т е .

После предварительной деформации

кристалла

при комнатной

температуре все подвижные винтовые

дислока­

ции оказываются закрепленными вследствие их диссоциации в базисной плоскости. Следовательно, для продолжения деформа­ ции кристалла при 77° К необходимо напряжение увеличить по сравнению с достигнутым в конце деформации. Как только этот

уровень

превышен,

активируются новые

источники

и ^(юГо)

уменьшается. Этим

объясняется

наличие

«зуба» на

кривых

деформации (см. рис. 1.11).

 

 

 

2. В л и я и її е п р е д в а р и т е л ь н о й д е ф о р м а ц и и п р и

77° К на

д е ф о р м а ц и ю п р и

293° К. После деформации в

жидком азоте в образце появляется множество больших петель. При комнатной температуре закреплению петель по модели Ренье и Дюпуи предшествует их небольшое проскальзывание в базисную плоскость при малых т по механизму обычной тепло­ вой активации. Этим объясняется «срыв» напряжения и его быстрый последующий рост (см. рис. 1.11).

2.8.4. Интерпретация разных стадий упрочнения. Макроско­ пический предел упругости соответствует процессу взаимного от­ крепления двух соседних скоплений дислокаций. Это означает, что I стадия упрочнения (см. рис. 1.10) связана со вторичным процессом образования дислокаций. Эти дислокации взаимодей­ ствуют со всеми винтовыми дислокациями, возникшими на ста­ дии быстрого роста напряжений между t ( 1 0 7 0 ) и т (10 То)• Дисло­ кации головной части скопления непрерывно проскальзывают в базисную плоскость, создавая конфигурации двойного попереч­ ного скольжения. Дислокации хвостовой части также отодви­ гаются от плоскости источника и затем движутся вслед за го­ ловными. Этим объясняется распространение следов базисного скольжения по всему образцу.

Упрочнение на I стадии происходит за счет участков дисло­ каций, лежащих в плоскости базиса. В начале деформации их немного и они слабо тормозят подвижные дислокации. Скорость деформации слабо влияет на напряжение течения. По мере воз­ растания плотности скоплений их влияние на скорость деформа­ ции увеличивается. Этим объясняется резкое уменьшение акти­ вационного объема с ростом деформации (см. рис. 1.9).

Стадия I I призматического скольжения

в

бериллии анало­

гична второй стадии упрочнения металлов

с

г. ц. к.-структурой.

8 Зак. 54

113


Упрочнение велико (порядка G/I50) н слабо зависит от темпе­ ратуры. Плотность дислокации быстро возрастает с деформа­ цией. Предположение о диссоциации дислокаций в призматиче­ ской плоскости делает аналогию с г. ц. к.-металлами еще более глубокой. Из механизмов, которые контролируют течение, наи­

более вероятна модель Хирша и Митчелла [74].

 

Механизм 111 стадии' призматического

скольжения еще не

вполне ясен. Существенно, что на этой

стадии

наблюдается

обычная термическая

активация. Ренье

[41] отмечает, что на

I I I стадии изменение

напряжения Ат, связанное с

увеличением

скорости деформации, пропорционально приложенному напря­ жению (закон Коттрелла — Стокса). Поэтому при анализе ме­ ханизма скольжения можно исключить из рассмотрения модели, связанные с препятствиями, плотность которых не увеличивается в процессе деформации (например, с выделениями и барьерами Пайерлса — Набарро) .

Природа атермпческой компоненты напряжений течения при

призматическом

скольжении специально не изучалась. Конрад

и Перлмюттер

[26] более высокое значение XG призматического

скольжения по сравнению с базисным объясняют преобладанием упругого взаимодействия скользящих дислокаций с дислокаци­ ями леса (механизм Базпнского). Этот вывод основан па наб­ людении высокой плотности ступенек на дислокациях в призма­ тических плоскостях (см. п. 1.2.6). Однако ступеньки могут об­ разовываться не только в результате пересечения с дислокация­

ми леса, но и вследствие

поперечного скольжения

по модели

Ренье — Дюпун. По

этой

же причине данное в работе [26] объ­

яснение упрочнения

на I

стадии призматического

скольжения

взаимодействием скользящих дислокаций с дислокациями леса

(по Базинскому)

неоднозначно. Определенный вклад в хо вно­

сит также взаимодействие дислокации с примесями.

2.9. М е х а н и з м

пирамидального скольжения

в системе {1122} < 1 1 2 3 >

По мнению

Конрада и Перлмюттера [26], аналогичный

характер температурных зависимостей напряжения течения и напряжения разрушения (в случае, когда пластическое течение отсутствует) при сжатии кристаллов бериллия вдоль оси с дает основание полагать, что разрушению всегда предшествует некоторая пластическая деформация. При низких температурах ее величина слишком мала и не может быть измерена обычны­

ми методами. Если это справедливо,

то представленные

на

рис. 1.16 данные можно рассматривать

как температурную

за­

висимость _ критических

напряжений

сдвига

в системе

{1122} < 1123>

В этом

случае результаты,

полученные

1 Без поправки па фактор Шмидта.

1L4


Р. И. Гарбером с сотрудниками для температурной

зависимости

разрушающих

напряжений

(рпс. 1.16),

хорошо

описываются

уравнением Хеслопа Петча

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

а =

Ве~&г.

 

 

 

 

 

(2.69)

Для

бериллия

В = 565 кГ/мм2,

p = 3,14-10~3

°К~'.

Очевидно,

т [ и 3 2 } характеризуется

сильной термической

активацией.

Плато

на

зависимости

а(Т)

можно

рассматривать

как

атермическую

компоненту напряжений

течения, тогда Г 0 » 3 0 0 ° К .

 

 

 

ЛеПірОВаїШе

МеДЫО

И Н Н К е Л е М

В е д е т

К С Н И Ж е Н Ш О

Т ( ц 2 2 ) П Р "

Г>300° К, однако повышение

чистоты

технического

металла

не сопровождается

ростом

т (

ц о 2

] '

При

300°К t{{12"о}>

по-види­

мому, слабо зависит от чистоты и легирования. Поэтому

роль

примесей не вполне

ясна.

Лондон

и др. [75] полагают,

что в

области плато деформация

определяется

взаимодействием

меж­

ду дислокациями на ранней стадии деформации. Сильная тем­ пературная зависимость Ті ( j 5 9 j при Г<300°К, низкие значения

активационного объема и слабая чувствительность напряжений течения к содержанию примесей указывают на то, что пирами­

дальное скольжение в бериллии контролируется

механизмом

Пайерлса — Набарро. Согласно нашим расчетам,

 

Т(п22)П-н==317-108 е-°.°7 5 <"2 > дин/см2.

(2.70)

Расчетные значения Т(иТэ) удовлетворительно согласуются с ре­ зультатами измерений. Пирамидальное скольжение в бериллии напоминает деформацию «твердых» металлов с о. ц. к.-структу­ рой, таких, как молибден. Рафинирование этих металлов позво­ ляет несколько уменьшить значение т*, однако величина терми­

ческой компоненты при

низких

температурах всегда

остается

высокой.

 

 

 

 

 

Исходя из величины напряжения течения при

4,2° К

и учи­

тывая фактор Шмидта,

можно

оценить

порядок

величины на­

пряжения Пайерлса — Набарро

при 0°К

Т п _ н ~ 0 , 0 2 С

Оценка

энергии активации пирамидального скольжения в бериллии за­

труднительна. Значение # 0

= 2,76 эв, приведенное в работе [26],

получено на основании неправильных исходных данных

(Го

вы­

брана

равной

1250°К вместо 300° К,

a

So произвольно

оценена

как

10~4 сек-]).

Поэтому

значение

# _ ,= (3,5-^5,0) • 10~2

Gb3,

хотя оно приблизительно совпадает с аналогичными

величинами

для

энергии

перегиба

дислокаций

в плоскостях

(ПО)

о. ц. к.-металлов, нуждается

в уточнении.

 

 

 

 

Другое возможное объяснение термической компоненты на­

пряжений пирамидального

скольжения,

основанное

на

модели

их пересечения с дислокациями леса, несостоятельно. Оценка показывает, что даже при плотности дислокаций леса с векто­

ром

Бюргерса

а, равной

~ 1 0 1 0 слг2, напряжение пересечения

не

превышает нескольких

килограмм-сил на квадратный милли­

метр

(кГ/мм2)

[53]. Кроме того, температурная и скоростная

за-

8* 115


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

гии дефектов упаковки в

плоскостях

(0001)

и

{1010}

(модель

Ренье — Дюпуи). В области микродеформации

скольжение

конт­

ролируется

механизмом Пайерлса — Набарро.

Пирамидальное

скольжение

также связано

с

преодолением

барьеров

Пайерл­

с а — Набарро в плоскости

{1122}.

 

 

 

 

 

Таким

образом, величина

т п _ н у

бериллия

возрастает

при

переходе

от

базисного к призматическому и от

призматического

к пирамидальному скольжению. Примеси оказывают наиболее

сильное влияние на т ( Г 0

0 | ) и наиболее

слабое

на

Поэтому

существенное снижение

величины T { n 5

2 j за

счет

очистки мало­

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. '

5a.

Evans A.

G., R a w l i n g R. D. Phys.

Status Solidi. 1969,

34, p. 9.

6.

Ярошевич

В. Д . «Физ. металлов

и металловедение»,

1970, 30, с. 886.

7.

Basinski Z. S. Acta metallurgica,

1957, 5, p.

686.

 

8.

Conrad H., Weidersich H. Acta metalurgica,

1960, 8,

p. 128.

9.

Структура и механические свойства металлов. М.,

«Металлургия», 1967.

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.

19.

Кузнецов Р. И. «Физ. металлов и металловедение»,

1966, 21, с. 265; 1967,

 

24, с. 354.

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

20.

Лаврентьев Ф. Ф. и др. «Физ. металлов

и

металловедение»,

1970,

29,

 

с. 1088.

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

21.

Conrad

Н. е. a. Philos.

M a g , ,

1961.

6, p.

177;

Acta

melallurgica,

1961,

9,

 

p. 367.

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

22.

Seeger

A. Philos M a g . ,

1955,

46, p.

1194;

1956,

1, p. 651; Z.

Naturforsch.,

 

1954, 9a, S. 758, 810, 856.

 

 

 

 

 

 

 

 

 

23.

Conrad

H . I n : Hight - Slrength Materials.

New

Y o r k — L o n d o n — Sidney,

 

Wiley,

1965, p. 436.

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

24.

Коттрелл A . X. Дислокации и пластическое течение

в кристаллах. Перев.

 

с англ. М., Металлургпздат,

1958;

J. Mech.

Phys.

Solids,

1952—1953, I ,

p. 53.

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

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

 

Beryllium .

Grenoble, Press Universitaires de France, 1966,

p. 319.

 

27.

Зегер А. В

кн.: Дислокации н механические свойства кристаллов. Перев.

 

с англ. М.,

Пзд-во иностр. лит.,

1960, с.

179; Philos. M a g . ,

1961, 6,

p. 639.

28.

Basinski

Z.

S. Austral . J . Phys.,

1960,

13,

p. 284;

Philos.

M a g . ,

1959, 4,

 

p. 393.

 

 

 

 

 

 

 

 

29.

Thornton

P. R., Hirsch P. B. Philos. M a g . ,

1958, 3,

p. 738.

 

 

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

31.

Dorn J. Е., Mitchell J .

В. See

[23], p. 510.

 

 

32.

Предводителев

А. А.

«Кристаллография»,

1962, 7,

с. 938; Предводите-

 

лев А. А., Троицкий О. А. Дислокации и точечные дефекты в гексаго­

 

нальных металлах. М., Атомиздат, 1973.

 

 

33.

Bocek М. е. a.

Phys.

Status

Solidi, 1964,

4, p. 325,

343; 1964, 7, p. 173.

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

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

36.

Dorn J . , Rajnak J. Trans. A I M E ,

1964, 230, p.

1052.

37.

Guyot P., Dorn J . E. Canad. J .

Phys., 1967,

45, p. 983.

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

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

40.

Fciedel

J . I n :

Dislocations Interactions and Internal Strains. P.,

Sorbonne,

 

1959, p.

220.

 

 

 

 

41. Regnier P. Thesis, Orsay, 1969; Rep. CEA No. 3868, 1969.

 

 

42.

Regnier

P.,

Dupouy J . M . Phys. Status Solidi,

1967, 23,

p. K109;

1968, 28,

 

p. K55; 1970, 39, p. 79.

 

 

 

43.

Хоникомб

P.

Б. Пластическая деформация

металлов

Перев.

с англ.

 

М., «Мир»,

1972.

 

 

 

44.

Физическое металловедение. Сб. под ред. Р. Кана. Вып. 3. Перев. с англ.

 

М., «Мир»,

1968,