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

циями леса, которые

у M g при температуре, близкой

к комнат­

ной, практически не

образуются. Уменьшение V с

ростом є

каций а, лежащих в базисной

и призматической плоскостях,

сопровождается образованием

легко скользящих порогов (см.

п. 2.4.1).

жения

лучше всего

изучено на сплавах

Zn

[30,

36, 37,

159]

и M g ,

легированного

литием

[58,

164],

цинком,

индием,

кад­

мием, таллием, алюминием и торием

[65, 76, 165].

К сожалению, однозначной

интерпретации

этих

результатов

4.8.1.

Критические на.пряжения

сдвига.

Зависимость

напря­

жений

сдвига

от концентрации

имеет либо линейный

( т ~ с )

[65, 165], либо

параболический

( т ~ Vс)

[36, 37, 58,

76] ха­

ных

примесей

на базисное

скольжение

в

M g и показали, что

с увеличением

различия Дг п р в атомных

размерах примеси и

M g

связанное

с примесями

упрочнение

АтЩ і = Т г п л —-ты» возра­

ности, Т1 слабо влияет на

периоды кристаллической

решетки,

но приводит к заметному увеличению напряжений течения

M g .

По данным Бочека

и

др.

[37], у

Zn т ~ ( V сДгы р )1 >0 3 .

Температурная

зависимость

т<оооі)

для

сплавов

системы

M g — Zn

приведена

на рис. 4.9. Видно, что

атермическая

ком­

понента

тс, зависит

от

концентрации

Zn

лишь при

C z n >

непрерывйо.

В сплавах

M g — L i

атермическая компонента не

меняется до

Сих0,29

ат.%. На

рис. 4.10 приведены зависи­

При концентрации

czn = 0,025 ат.% угол наклона

кривых изме­

няется. Обращаем

внимание на тот факт, что характер

рассмат*

риваемой зависимости одинаков в термической

( Г < 3 3 0 ° К ) и

атермической (7">330°К) областях.

По данным Бочека и др. [36, 37], коэффициент упрочнения

цинка КА быстро

уменьшается с ростом концентрации

прнме-

дии .4 при этом увеличивается. В

работе

[76]

.коэффициенты

упрочнения

сплавов

M g — Zn Кл

и /Св

плавно

увеличиваются

с концентрацией Zn

до czn~0,15 ат.%,

а

затем

слабо зависят

от его содержания. Актпвационный

объем

V в сплавах M g — Zn

уменьшается

с

ростом концентрации Zn

от 22 000 bs у чистого

M g до

3000

Ь3

у сплава M g — 45

ат.% Zn [76] . Зависимость

V ( T * )

С увеличением

концентрации

Zn становится слабее.

500

400

Щ200

100

D

100

200

300

400 • Т,°К

сталлах

сплавов M g — Z n

[76].

В работе [76] замечено

увеличение

плотности

дислокаций

в базисной плоскости при легировании магния алюминием:

р ==, (2,4 + 8,35 Vc~T\)- Ю8

см~2 .

(4.30)

и M g в общем аналогичен упрочнению

Be (см. п. 2.7).

Зегер [118] считает, что влияние примесей на предел теку­

чести— следствие вторичного эффекта,

обусловленного увели­

^ 300

200

100

О

О

0,2

0,4

0,6

'

0,8 •

Vc(am.%Znf

•

г

-

Рис. 4.Ю. Зависимость

величины

ДтП р==Теилап—

Т м „ от

концентрации

Zn

в сплавах

системы

M g — Z n

[76] .

вах M g — Zn не

зависит от

концентрации

в области c z n <

<0,025

ат.%, но при больших концентрациях

пропорциональна

V Czn-

В твердых

растворах

упрочнение

можно объяснить

локаций

леса

в

плоскости

базиса

действительно

изменяется

[76,

159],

вызванное

этим

уп­

рочнение, по расчету [76], ока­

зывается,

однако;

меньше

на­

блюдаемого.

Большая

часть

наблюдений

и

оценок

показывает,

что

экспериментальные

данные

по

упрочнению

при

легировании

лучше

всего

согласуются

с

ме­

ханизмом

Флейшера

[166].

В работах [1, 58];упрочнение в

системе

M g — L i

объясняется

на

основе

механизма

Сузуки.

Однако, во-первых, экспери­

ментальные

данные для

спла­

вов M g — L i

согласуются

с рас­

четными

лишь

до

концентра­

ции

Li

примерно

6 ат.%, и,

во-вторых, напряжения тече­

ния

в сплавах

M g — L i

в

широ­

кой

области

концентрации

Lr

описываются

соотношением,

справедливым

для

^механизма

Флейшера:

T G ~

У

с.

Изменение

а т е р м ич ее ко й

компоненты

напряжений

при

легировании

цинка

алюмини­

ем, по мнению Адамса и др.

[159]''

является

результатом

увеличения

плотности

небазис­

Рис.

4.11. Возможные

схемы измене­

ных дислокаций и роста вкла­

да

дальнодействуюших

напря­

ния

температурной

зависимости

кри­

жений

(по

механизму

Базнн-

тических напряжении

сдвига при

ле­

гировании

[ 7 6 ] :

ского

—

Фриделя

—

Саада).

1—

м е т а л л :

2 — сплав .

Последний вывод нуждается в

дополнительной

проверке.

4.8.4.

М е х а н и з м ы упрочнения

в термической

области.

Воз­

изображены

на

рис. 4.11. Рис. 4.11, а соответствует

однородному

увеличению

т , ф

с температурой,

рис. 4.11,6 — увеличению плот­

ности

только

короткодействующих

препятствий

(т . е.

X * ) ,

рис.

4.11,в — увеличению энергии

активации

(«высоты».

пре­

пятствий),

что

сопровождается

изменением

температуры

Т0

(Н0~а1гТ0).