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

вид кривой более сложный, имеется небольшой зуб те­ кучести. Хорошо видно влияние продолжительности от­ жига на характер кривой %— а и на критическое на-

>

Рис. 12. Кривые приведенное ‘Напряжение -сдвига— деформация сдвига, -полученные при растяжении монокристаллов ниобия, в за­

(Т— 295 К; ё==»1,3-10-“ с“ 1) [3, с. 439—454]

пряжение сдвига -монокристаллов ниобия. По мере уве­ личения продолжительности отжига и, 'следовательно, степени чистоты кристаллов сокращается участок ста­ дии легкого скольжения, а также протяженность пере­ ходного участка между стадиями / и 2, возрастает интенсивность упрочнения на стадии 2. Значение напряжения начала текучести снижается при комнат­ ной температуре с повышением чистоты ниобия до б МН/м2 (600 г/мм2).

Микродеформация

'Наиболее подробно микродеформация изучена на моно- и поликристаллах железа, тантала, вольфрама и молибдена. Микродеформация характеризуется зна-

Напряжения микротечения для чистых о. ц. к. ме­ таллов практически не зависят от температуры [1, с. 409—413], в то время как приведенное критическое напряжение сдвига с падением температуры очень ин­ тенсивно растет.

Как показывают эксперименты Э. М. Надгорпого и Е. Б. Лейко по изучению подвижности отдельных ди­ слокаций в кристаллах молибдена, дислокации начина­ ют двигаться при очень малых по сравнению с преде­ лом текучести напряжениях. Эти значения ниже предела текучести более чем на порядок. Оказывается, что от­ дельные свежие дислокации, введенные уколом, скользят в плоскостях -{112}- уже при напряжениях порядка 0,5—1 Мн/м2 (50—100 г/мм2), в то время как приведенное напряжение сдвига для этих образцов рав­ но 100 МН/м2 (10 кгс/мм2).

Предполагается, что за деформацию в области микротекучести ответственны д основном /краевые дислока­ ции или /краевые компоненты дислокации [1, с. 31—70]. Надежно установлено, что в области /низких темпера­ тур краевые дислокации в о. ц. к. металлах значитель­ но более подвижны, чем винтовые, для движения кото­

наблюдали при растяжении тонких фольг сплава

2 -10~3 см/с. Винтовые же дислокации при напряжени­ ях 75 МН/м2 (7,6 /кгс/мм2) перемещаются со скоростью 6-ІО-4 ом/с. При этом винтовые дислокации перемеща­ ются как жесткая струна, в то .время как краевые дви­ гаются подобно гибкой струне.

34

Различная подвижность краевых и винтовых .дисло­ кации— одна из важнейших особенностей деформации о. ц. к. металлов. Объяснение этому факту может быть найдено в 'Особенностях расщепления винтовых дисло­ каций о. ц. к. металлов. При напряжениях, 'соответст­ вующих -микротекучести, подвижны, но-видимому, лишь краевые дислокации. В этих условиях затруднено раз­ множение дислокаций. Не действуют источники Фран­ ка— Рида, нет размножения но механизму двойного понеречного скольжданя.

Стадия легкого скольжения

Движение и -размножение винтовых дислокаций на­ чинается три достижении напряжений -макро-пластич-ес- кой деформаціии. Критическое напряжение течения оп­ ределяется -экстраполяцией напряжения течения ста­ дии 1 на ось ординат диаграммы напряжение —дефор­ мация. Напряжение махротекучестн при этом пред­ ставляет собой напряжение, при котором скорость пла­ стической деформации составляет главную часть ско­ рости приложенной деформации [1, с. 31—70].

-Стадия леткото скольжения характеризуется низ­ ким коэффициентом упрочнения. Для -молибдена его значение составляет (7/30Ö0. Дислокационная структу­ ра на стадии легкого скольжения может быть описана рядами длинных прямых участков дислокаций с винто­ вой или краевой ориентацией. Винтовые дислокации часто образуют диполи с большим количеством ступе­ нек. Встречаются отдельные плоские скопления и мультиполи, располагающиеся параллельно плоскости скольжения. Взаимодействие возникающих структур­ ных элементов определяет упрочнение на стадии 1.

-Структура молибдена, характерная для стадии 1 упрочнения, показана .на рис. 13. В структуре преобла­ дают дислокации первичной системы скольжения j 110} или I М2}. Такая структура наблюдается у ниобия, тантала, молибдена и вольфрама.

Снижение температуры испытания іведет к повыше­ нию концентрации длинных винтовых дислокаций. Вы­ ше 0,1 Гпл структура характеризуется .главным образом присутствием диполей краевой ориентации. При испы­ тании же ниже 0,1 Гпл в структуре преобладают длин-

структуре при понижении температуры деформации со­ провождается изменением формы кривой упрочнения от трехстадийной до параболической.

36

формы кривой о — е ячейки іне образуются, а 'наблюда­ ется относительно равномерное распределение первич­ ных и вторичных дислокации. На рис. 14 'приведен ти­ пичный .пример структуры молибдена после деформа­ ции, 'Соответствующей стадии 2 упрочнения. Возникно­ вение и развитие ячеистой структуры определяют ход деформационного упрочнения на стадии 2.

Начало стадии 3 связывается с усиленным попереч­ ным скольжением, которое становится возможным с ростом напряжения; при меньших напряжениях из-за эффективных барьеров оно протекает значительно ме­ нее интенсивно. Роль барьеров выполняют плоские сплетения дислокаций в стенках ячеек.

Температурная зависимость предела текучести и напряжения течения

Важной особенностью о. ц. ік. металлов является сильная температурная зависимость предела текучести и напряжения течения в области низких температур. Это одна из главных причин низкотемпературной хруп­ кости о. ц. к. металлов.

Предел текучести или напряжение течения т можно рзделить на температурнозависимую т* и атермическую части tg:

Единого мнения о причинах сильной температурной зависимости напряжения течения в о. ц. к. металлах

38

при низких температурах ( Т < Т С^ 0,2 Тпл) нет. В литературе обсуждаются следующие возможные причи­ ны такой зависимости: .высокие барьеры Пайерлса; особеініности расщепления винтовых дислокаций; інаконсерівативное движение ступенек на дислокациях; барь­ еры, вызываемые растворенными примесями внедрения

Рис. 15. Схема температурной зависимоспи напряжения пла­ стического течения о. ц. к. ме­

турнозав-иеимая часть напря­ жения гари 0 К; Гнр (Тс) — температура, выше которой температурнозависимая часть напряжения равна нулю)

(сюда относится блокирование дислокаций по Коттрел­ лу и сопротивление движению дислокаций со стороны упругих искажений вокруг атомов примесей, образую­ щих однородные твердые растворы внедрения); тонкодисперсные выделения карбидов, нитридов, окислов. В сущности же все причины, по-видимому, сводятся в основном к двум: внутреннее сопротивление кристалли­

сутствием в объемиоцентрированных металлах приме­ сей внедрения.

(Ь — вектор Бюртѳрса) от т* для тугоплавких металлов с о. ц. к. решеткой. Значения U и V получены из экспе­ риментов по исследованию зависимости напряжения течения от скорости и температуры деформации.

39