2. Пластическая деформация металлов двойникованием

Деформация двойникованием идет в тех случаях, когда скольжение по тем или иным причинам затруднено. Наиболее часто двойникова- ние наблюдается при низких температурах и высоких скоростях де­формации, особенно в металлах с ГП- и ОЦК-решетками. В чистых ГЦК-металлах деформация двойникованием имеет место только при отрицательных температурах и высоких скоростях деформации.

При двойниковании происходит сдвиг одной части кристалла отно­сительно другой вдоль определенной плоскости и направления двой­никования (рис. 1.3).

-г ■»

б

Двойник i^v-V-V-V

\ уЛ ,уЛ..у.уЛ у Плоскость

a

Рис. 1.3. Деформация двойникованием: a - схема деформации; б - двойники деформации в кристалле цинка

11

Плоскость двойникования - обычно кристаллографическая плос­кость с малыми индексами, которая является плоскостью симметрии двойникового образования относительно исходного кристалла.

Наиболее часто двойникование происходит в ГП-металлах, где число систем скольжения минимально, особенно при отношении da > 1,633. В неблагоприятно ориентированных для базисного скольжения моно­кристаллах и многих зернах поликристаллов приведенные напряжения сдвига, достаточные для двойникования, оказываются ниже тех на­пряжений, которые необходимы для небазисного скольжения.

Часто началу двойникования в ГП-металлах предшествует сколь­жение. Результирующее повышение плотности дислокаций создает концентрацию напряжений^в микрообъемах, достаточную для зарож­дения двойников. Иногда, наоборот, при неблагоприятной ориенти­ровке ГП-кристалла для базисного скольжения его деформация начи­нается с двойникования. При этом ориентировка базисных плоскостей может измениться таким образом, что в дальнейшем будет идти де­формация скольжением.

Двойникование по одной плоскости не может обеспечить значи­тельной пластической деформации металла. В результате ГП-металлы с отношением с/а > 1,633 (Cd, Zn, Mg), где действует в основном один тип плоскостей двойникования {1012}, не могут сильно деформиро­ваться только за счет двойникования. С увеличением числа дейст­вующих плоскостей и направлений двойникования при переходе к ГП-металлам с низким отношением da (Ti, Zr) величина пластической деформации двойникованием возрастает.

При металлографическом исследовании в световом и электронном микроскопах каждый двойник деформации выявляется в виде двух параллельных полос (следов его пересечения с поверхностью излома, шлифа или фольги) (см. рис. 1.3, б).

В поликристалле двойники никогда не переходят из одного зерна в другое. Обычно они заканчиваются внутри зерна, а если доходят до границы, то возникающие в месте этого стыка напряжения могут спо­собствовать появлению двойника в соседнем зерне, где он будет иметь иную ориентировку.

1.3.3. Деформационное упрочнение

Низкотемпературная пластическая деформация (при температурах \Т_й < 0,2...0,3 Г_пл) сопровождается повышением сопротивления мате-

риала образца деформации по мере увеличения степени деформации. Здесь Гд - температура деформации, Т_пл - температура плавления. Это явление называется деформационным упрочнением. Упрочнение (по^ вышение прочностных характеристик материала) после предвари- тельной холодной деформации называется наклепом.

'Т^еформационное упрочнение обусловлено торможением дислока­ций. Чем труднее перемещаться дислокациям в материале, тем больше коэффициент деформационного упрочнения (производная напряжения по деформации), характеризующий наклон кривой деформации. В про­цессе испытания этот коэффициент меняется, и его изменения в конеч­ном итоге определяют геометрию диаграммы деформации. Для строго­го анализа закономерностей деформационного упрочнения необходимо пользоваться диаграммами деформации в координатах истинное на­пряжение (S или г)-деформация (е или g). Поскольку пластическая де­формация скольжением в металлах осуществляется за счет движения дислокаций в определенных плоскостях под действием касательных, а не нормальных напряжений, более правильно строить кривые t-g.

Поликристалл принципиально отличается от монокристалла нали­чием в его структуре сетки высокоугловых границ. Если пренебречь другими возможными различиями (концентрацией примесей, количе­ством макродефектов, субструктурой), то поликристалл можно рас­сматривать как совокупность произвольно ориентированных моно­кристаллов (зерен), отделенных один от другого высокоугловыми гра­ницами. При растяжении такого поликристалла внутри каждого зерна вдали от границ картина на начальных стадиях пластической дефор­мации в первом приближении должна быть такой же, какой она была бы, если это зерно деформировать отдельно. Из-за разной ориентации зерен деформация в них начинается не одновременно и развивается неоднородно.

В первую очередь скольжение идет в благоприятно ориентирован­ных зернах, внутри которых имеется система скольжения, где дейст­вуют максимальные касательные напряжения. В этих зернах, если они имеют достаточно большие размеры, некоторое время может наблю­даться типичное легкое скольжение, сопровождающееся, в частности, появлением длинных тонких линий на их поверхности. Однако макро­скопическое удлинение образца за счет легкого скольжения практиче­ски невозможно. Благоприятно ориентированных зерен обычно отно­сительно мало и они разобщены. Для того чтобы деформировался весь образец, необходимо участие в деформации большинства зерен. Сле-

довательно, нужно обеспечить передачу деформации от одних зерен, относительно благоприятно ориентированных, к другим, ориентиро­ванным относительно внешней силы менее благоприятно.

Дислокации внутри благоприятно ориентированных зерен на на­чальных стадиях деформации скользят без серьезных помех на боль­шие расстояния и многие из них доходят до границ зерен. Последние, как известно, являются эффективным барьером для дислокаций, кото­рые тормозятся здесь, образуя скопления. Вокруг скоплений возника­ют поля упругих напряжений, которые действуют на границы и при­легающие к ним участки соседних зерен в дополнение к приложенным извне напряжениям. В этих условиях могут начать работать дислокаци­онные источники на границах и в приграничных областях, несмотря на относительно неблагоприятную ориентировку систем скольжения гене­рируемых ими дислокаций. Так происходит эстафетная передача де­формации от зерна к зерну в поликристалле. Плотность дислокаций по­сле больших деформаций (е > 50 %) повышается до 10^ю... 10¹² см^-2.

После того как деформация охватит все кристаллиты, внутри каж­дого из них можно наблюдать картины распределения линий сколь­жения и дислокаций.

Развитие текстуры деформации в поликристаллах приводит к из­менению ориентировки внутри каждого зерна и вытягиванию всех их вдоль направления растяжения. При этом направление преимущест­венного скольжения (например, в ГЦК-решетке <110>) во всех зернах примерно параллельно оси растяжения.

Кривые деформационного упрочнения поликристаллов с различ­ными решетками качественно одинаковы. При низких температурах после участка упругой деформации наблюдается упрочнение, которое можно приближенно описать параболической функцией

5 = 5₀ + Ае",

где S - истинное напряжение;

So - предел текучести;

А - константа;

е - истинная деформация;

п - показатель степени деформационного упрочнения, 0 < п < 1.

Пластическая деформация и упрочнение сильно зависят от типа решетки, ориентировки кристалла и способа деформации (скольжени­ем или двойникованием).

Процессы деформации и упрочнения также зависят от ряда других важнейших факторов, определяющих существенные особенности де­формации и упрочнения чистых металлов и, следовательно, многие их механические свойства. Влияние оказывает схема напряженного со­стояния, энергия дефектов упаковки, температура и скорость дефор­мации, а также наличие примесей и легирование.