Файл: Копецкий, Ч. В. Структура и свойства тугоплавких металлов.pdf

на соответствует иррациональным плоскостям скольже­ ния, близким к плоскостям действия максимального сдвигового напряжения.

В случае высоких скоростей деформации или при низких температурах более предпочтительным оказыва­ ется расщепление типа А по сравнению с А' и при сколь­ жении дислокации участки плоскостей {і10} могут

быть существенно больше участков { 112} . Макроскопи­ чески плоскость скольжения приближается к плоскости

{110} [5, с. 255—269].

АСИММЕТРИЯ СКОЛЬЖЕНИЯ

Сособенностями расщепления винтовых дислокаций

вразных плоскостях [ 112 } может быть связана и асим­ метрия скольжения, наблюдаемая при пластической де-

Рис. 7. Кривые напряжение— деформация моно­ кристаллов молибдена, 'полученные при испытании на сдвиг при разных температурах. Кристаллы ори­

ентированы для скольжения в плоскостях { 112} и |і10} {Л — легкое направление, Г — трудное на­ правление)

формации о. ц. к. металлов. Эта интересная особенность наблюдается при исследовании вольфрама, молибдена, ниобия и других металлов.

26

Она состоит в том, что предел текучести или напря­ жение пластического течения для одного и того же кристалла в случае испытаний на растяжение и на сжа­ тие оказывается различным. Такие результаты, получен­ ные при исследовании кристаллов молибдена, приведе­ ны на рис. 7 [65]. Величина асимметрии значительна и достигает 100—200 МН/м2 (10—20 кгс/мм2). Этот ри­ сунок достаточно убедительно показывает, что ответст­ венным за асимметрию является скольжение по плос­

кости { 112 }.

Особенно наглядно полярность скольжения описы­ вается с помощью так называемых ф(х)-диаграмм. Та­ кие диаграммы построены для «нобия, тамтала и других о. ц. к. металлов и их сплавов.

На стереографической проекции в направлении [111],

мального сдвигового напряжения характеризуется углом

ния при ориентации -j~x прямо противоположно направ­ лению при ориентации —%. Чисто кристаллографическое

27

скольжение по плоскости (ІЮ) характеризуется ф =0, а для скольжения по иррациональной плоскости с макси­ мальным сдвиговым напряжением -ф=х-

При больших скоростях деформации и при низких тем­ пературах ф стремится к нулю в области углов — %.

Главная особенность этих результатов — асимметрия кривых относительно оси абсцисс. Если приведанное напряжение сдвига действует таким образом, что может вызвать двойникование в ближайшей из плоскостей

{П2 } (это соответствует растяжению для —%и сжатию для -fx)> т0 в этом случае плоскость скольжения стре­ мится к плоскости максимального приведенного напря­ жения сдвига; угол ф стремится к %. Если действующее напряжение сдвига направлено в антидвойниковом на­ правлении в случае растяжения для +% и сжатия для —X, т0 плоскость скольжения отклоняется от плоско­ сти максимального приведенного напряжения сдвига к ближайшей из плоскостей -{ПО}-; при этом угол ф стремится к нулю.

28

Г л а в а II

УПРОЧНЕНИЕ ТУГОПЛАВКИХ МЕТАЛЛОВ С О. Ц. К. РЕШЕТКОЙ

ДЕФОРМАЦИОННОЕ УПРОЧНЕНИЕ

Кривые напряжение — деформация

Кривые зависимости деформирующего напряжения от степени деформации, полученные при испытании мо­ нокристаллов о. ц. к. металлов на растяжение, могут быть сведены к одному основному типу.

Кривые, ■ описывающие зависимость приведенного напряжения сдвига от деформации сдвига достаточно чистых металлов с о. ц. к. решеткой, отвечающие интер­ валу средних температур (0,1—0,2 Тнл), имеют вид, свидетельствующий о трехстадийном характере дефор­ мации и подобны в целом таким же кривым для кристал­ лов е другими решетками.

На рис. 10 [4] приведена типичная схематичная кривая напряжение сдвига — деформация сдвига моно-

Рис. 10. Типичная кривая приве­

кристаллов чистых о. ц. к. металлов с осью растяже­ ния вблизи центра стандартного стереографического треугольника. Такой характер кривой при определенных условиях наблюдали для молибдена, тантала, ниобия и других о. ц. к. металлов.

Кривую т — а можно разделить на ряд участков. Начальный участок кривой 0 описывает процесс микродеформации. За ним следует первая стадия деформации

30

стоянному коэффициенту упрочнения. Затем наблюда­ ется переходная зона, за которой начинается участок 2, описывающий стадию линейного упрочнения, подобную соответствующей стадии деформации г. ц. «. металлов. При деформациях, соответствующих переходной зоне, наблюдается шепрерывный переход от малых значений коэффициента упрочнения, характерных для стадии легкого скольжения, до больших, которыми характеризу­ ется стадия 2. Отклонение кривой напряжение — дефор­ мация от линейного хода в процессе развития деформа­ ции на стадии 2 свидетельствует о наступлении стадии 3, для которой характерно непрерывное снижение коэффи­ циента упрочнения вплоть до нуля. При деформациях за стадией 3 в кристалле образуется шейка и затем он разрушается. Вид кривых напряжение—'деформация сильно зависит от ориентации кристаллов. Кривую на­ пряжение—деформация, свидетельствующую о наличии трех стадий упрочнения, можно получить при ориенти­ ровках кристаллов, которые обеспечивают возможность

единичного скольжения в плоскостях { 110 } или ] 112 Такие ориентировки лежат в центральной части стан­ дартного стереографического треугольника.

Влияние ориентации можно проследить на кривых на­ пряжение— деформация, полученных при исследовании чистых монокристаллов молибдена, ось растяжения ко­ торых совпадает с ориентацией < 1 1 0 > и < 1 0 0 > . Следует отметить, что трех стадий на кривых не наблю­ дается. Кривая для ориентации < 1 1 0 > характеризует­ ся наличием зуба текучести, размер которого растет по мере понижения температуры испытания. Незначитель­ ное упрочнение, наблюдаемое после площадки текуче­ сти, уменьшается по мере снижения температуры, а при достаточно низких температурах наблюдается даже

упрочнение на начальных стадиях и параболическую форму кривой о — е. Интенсивность упрочнения растет с понижением температуры.

Вид кривых напряжение — деформация для кристал­ лов со стандартными ориентациями сильно зависит от условий деформации (скорость и температура). 'Сниже­ ние температуры испытаний до значений, меньших

31

0,1 Тпл, ведет к тому, что кривая сг— е с трехстадийным характером упрочнения меняет свой вид. При низ­ ких температурах она подобна кривой, характерной для . ориентации <100;>, и отвечает параболической за­

выражающаяся в наличии локальных макроскопиче­ ских сдвигов в образце, которые могут быть интерпре­ тированы как адиабатические [1, с. 123—125].

Аналогично снижению температуры на виде кривой о — е сказывается повышение скорости испытания. Дьюзбери для ниобия, испытанного при 250—573 К, был определен скоростной интервал трехстадийной кри­ вой упрочнения, который ограничивался скоростями де­ формации 3 -ІО-6—6 -ІО-4 с-1 [126].

Ярко выраженная трехстадийная деформация полу­ чается лишь при исследовании достаточно чистых об­ разцов о. ц. к. металлов.

На рис. 12 приведена серия кривых т — а, получен­

ных при исследовании -кристаллов ниобия, подвергав­ шихся с целью очистки от примесей внедрения отжигу в сверхвысоком вакууме 6,65 нПа (5 -10—11 імм рт. ст.) при 2350°іС (0,95 7ПЛ) - На этом же рисунке приведена кривая деформации, полученная при исследовании об-

32