Физические основы пластической деформации

   После небольшой степени пластической деформации в отдельных зернах вообще не наблюдаются линии скольжения, т.е. деформация еще не началась, в других – видны параллельные полосы скольжения, характерные для первой стадии, в третьих – наблюдаются пересекающиеся полосы скольжения, – что присуще 2-й стадии упрочнения, в четвертых – волнистые полосы скольжения, свидетельствующие о поперечном скольжении, характерные для третьей стадии упрочнения.

   В латуни кроме линии сдвига образуются двойники, т.е. происходит деформация двойникованием. Двойники в структуре наблюдаются в виде областей, ограниченных параллельными полосами. Следует различать двойники отжига и двойники деформации. В структуре латуни присутствуют и те и другие. Двойники отжига более крупные по размерам и отличаются окраской от зерен, в которых они образовались: двойники деформации - более узкие и мало отличаются по окраске от зерен.

   При дальнейшем увеличении степени деформации число зерен с пересекающимися и волнистыми полосами скольжения увеличивается, вместе с тем наблюдается вытягивание зерен и их разворот в направлении деформации, в результате чего формируется текстура деформации. При больших степенях деформации (ε = 70 – 90%) из-за больших искажений кристаллической решетки травимость микрошлифа внутри и на границе зерна мало отличается, вследствие чего границы зерен плохо различимы, – структура приобретает волокнистое строение. При увеличении степени деформации разница в различных степенях упрочнения отдельных зерен сглаживается, – они деформируются по второй и третьей стадии упрочнения.

   На кривой упрочнения поликристаллического металла стадии упрочнения не так сильно выражены, как на кривой упрочнения монокристалла, особенно первая стадия легкого скольжения. Объясняется это ограничением легкого скольжения границами зерен и быстрым развитием множественного скольжения. Если сопоставлять кривые деформационного упрочнения моно- и поликристалла из одного металла, то легко убедиться, что большая часть этой кривой для поликристалла соответствует напряжениям, которые необходимы для перехода к третьей стадии монокристалла (рис. 3).

Рис.3. Кривая упрочнения моно - и поликристаллических образцов из одного металла

   Если в ГЦК металлах скольжение осуществляется по 12 системам скольжения, то в ОЦК по 48 системам скольжения. Поэтому уже при малых степенях деформации наряду с линейным скольжением, происходит множественное скольжение в пересекающихся плоскостях, а также поперечное, вызванное переходом винтовых дислокаций из одних плоскостей скольжения в другие. В микроструктуре технически чистого железа наблюдается только вытягивание зерен и поворот. При дальнейшем увеличении степени деформации в образцах технически чистого железа происходит все более сильное вытягивание зерен и их дальнейший поворот в направлении деформации. Полосы скольжения в этих образцах не видны. Их можно выявить только после специального травления (рис.4).

Рис.4.Структура технически чистого железа после больших степеней деформаций

 

 

 

 

 

3. Влияние различных  факторов на пластическую деформацию  металлов и их деформационное  упрочнение

   Выше было показано, что пластическая деформация и упрочнение сильно зависят от типа решетки, ориентировки кристалла, способа деформации (скольжением или двойникованием).

   Рассмотрим теперь влияние ряда других важнейших факторов, определяющих существенные особенности деформации и упрочнения чистых металлов и, следовательно, многие их механические свойства.

3.1. Влияние энергии  дефектов упаковки

   Величина энергии дефектов упаковки у металлов с одним типом кристаллической решетки может существенно различаться.

   Известно, что увеличение энергии дефектов упаковки затрудняет расщепление дислокаций, уменьшает ширину полосы дефекта упаковки между частичными дислокациями. Это в свою очередь облегчает поперечное скольжение винтовых дислокаций: чем уже полоса дефекта упаковки, тем легче образуется перетяжка перед переходом в новую плоскость. Разница в легкости поперечного скольжения и определяет различия картин пластической деформации в металлах с разной энергией дефекта упаковки. Чем эта энергия больше, тем раньше (по уровню напряжений и величине деформации) начинается интенсивное поперечное скольжение, дислокации легче обходят различные барьеры. В результате укорачиваются стадии легкого и множественного скольжения, пластическое течение в основном осуществляется в условиях интенсивно развитого поперечного скольжения, снижается коэффициент деформационного упрочнения на III стадии. Соответственно поведению монокристаллов на III стадии меняются кривые деформационного упрочнения поликристаллов. Все эти различия иллюстрирует рис. 5(а), на котором сопоставлены кривые упрочнения меди и алюминия – ГЦК металлов с разной энергией дефектов упаковки.

Рис.5. Сопоставление кривых деформационного упрочнения разных металлов: а- для монокристаллов, б-для поликристаллов

   В металлах с высокой энергией дефектов упаковки редко образуются плоские скопления дислокаций. Линии скольжения на их поверхности получаются волнистыми уже на ранних стадиях деформации. Более четко проявляется фрагментация полос скольжения. Такие металлы, в частности, имеющий ГЦК решетку алюминий и многие ОЦК металлы, более склонны к образованию ячеистой дислокационной структуры после значительной деформации, в то время как в металлах с низкой энергией дефекта упаковки, например в ГЦК (Cu, Ag, Au), дислокации после аналогичной деформации распределяются более равномерно, хотя и в них при определенных условиях возможно формирование ячеистой структуры.

   При низкотемпературной деформации внутри стенок наблюдаются объемные скопления изогнутых дислокаций. Это объясняется их взаимодействием с точечными дефектами, в первую очередь вакансиями, которые в большом количестве образуются при пластической деформации, например при движении винтовых дислокаций с порогами, появляющимися в результате пересечения с другими дислокациями, аннигиляции краевых дислокаций разных знаков и т.д.

Существенно сказывается энергия дефектов упаковки и на пластической деформации двойникованием. Поскольку образование двойниковой границы связано с необходимостью создания дефекта упаковки, уменьшение его энергии увеличивает вероятность двойникования. Зависимость критического напряжения начала двойникования tдв от энергии дефектов упаковки имеет вид:

tдв = γ/b+Gb/2a ,

где b и a – вектор Бюргерса и радиус полупетли двойникующей дислокации.

   Если γ мало, то tдв может с большей вероятностью оказаться меньше критического напряжения сдвига, и пластическая деформация будет осуществляться двойникованием. Действительно, в меди, например, двойники образуются гораздо легче, чем в алюминии.

   Помимо структуры металла (тип решетки, моно- и поликристалл, ширина полосы дефекта упаковки), на картине пластической деформации сильно сказываются внешние условия проведения деформации.

 

3.2. Влияние схемы  напряженного состояния

   Картина деформации и упрочнения при одноосном растяжении относится к наиболее простой схеме напряженного состояния, широко используемой в механических испытаниях и часто реализуемой на практике.

   Применение более сложных схем испытания не должно вызывать качественных изменений. Конечно, при плоских и объемных схемах напряженного состояния обеспечить скольжение дислокаций в одной системе практически невозможно. Стадии же множественного и интенсивного поперечного скольжения будут характеризоваться качественно аналогичными, хотя и еще более сложными картинами линий скольжения и дислокационной структуры. Сохранятся и общие закономерности деформационного упрочнения.

   Изменение схемы напряженного состояния меняет текстуру деформации. Например, при кручении (разноименное плоское напряженное состояние) ГЦК металла текстура соответствует уже направлениям <111> и <110>.

   Схема нагружения может существенно сказываться на пластической деформации двойникованием, особенно металлов с ГП решеткой. Например, если деформировать монокристалл цинка с базисной плоскостью, ориентированной вдоль его оси, то при растяжении двойникование будет идти, а при сжатии нет (такой кристалл при сжатии будет деформироваться сбросообразованием). Если же деформировать монокристалл магния с той же ориентировкой, то картина будет обратная: двойникование идет при сжатии и не идет при растяжении. Причины этих эффектов связаны с особенностями кристаллографии двойникования в ГП кристаллах с разным отношением c/a.

 

3.3. Влияние температуры  деформации

   Основные эффекты влияния температуры при холодной деформации показаны на примере трехстадийного растяжения монокристаллов никеля (рис. 6).

Рис.6. Кривые деформационного упрочнения монокристаллов никеля при разных температурах

   Видно, что подъем температуры холодной деформации приводит к снижению уровня напряжений течения, сокращению первых двух стадий пластической деформации и расширению третьей, уменьшению коэффициента деформационного упрочнения на третьей стадии.

   Уменьшение критического скалывающего напряжения tкр и соответственно уровня напряжений течения на I стадии с повышением температуры – общее явление для металлов с разными решетками. Следует подчеркнуть, что снижение tкр наиболее существенно именно в области низких температур. Например, повышение температуры испытания магния от 100 до 300К приводит к двукратному снижению tкр , в то время как дальнейшее повышение температуры до 600 К уже заметно не сказывается на его tкр .

   Увеличение доли III стадии пластической деформации и уменьшение коэффициента упрочнения на этой стадии с повышением температуры обусловлено облегчением поперечного скольжения. Чем выше температура деформации, тем больше вероятность термической активации дислокаций, заторможенных у барьеров, достаточной для их преодоления. 

   Наиболее важным результатом повышения температуры для поликристаллов является снижение коэффициента упрочнения на III стадии из-за облегчения поперечного скольжения (на I и II стадиях dt/dg также снижается из-за уменьшения модуля сдвига, но эффект невелик). Это приводит к тому, что кривые растяжения поликристаллов при разных температурах могут заметно различаться по коэффициенту деформационного упрочнения и уровню напряжений течения.

   Подъем температуры испытания выше (0,2 – 0,25)Тпл приводит к тому, что успевают более или менее полно проходить процессы возврата. При этом картина пластической деформации серьезно изменяется.

   Процессы термического возврата состоят в устранении неравновесного избытка точечных дефектов и, главное, в перестройке дислокационной структуры, формирующейся при деформации. При самопроизвольной перестройке свободная энергия кристалла должна снизиться, поэтому в результате возврата уменьшается плотность дислокаций, а остающиеся стремятся образовать устойчивые конфигурации, отличающиеся минимальной энергией, например в виде стенок или сеток, являющихся малоугловыми границами. Образование плоских дислокационных границ во время деформации называют динамической полигонизацией в отличие от статической, наблюдаемой при отжиге после деформации.

   Существенная перестройка дислокационной структуры при возврате возможна лишь в условиях активного протекания термически активируемых процессов – поперечного скольжения и особенно переползания дислокаций. Поэтому чем выше температура, тем полнее возврат.

 

   При высокотемпературной деформации перемещение дислокаций происходит под действием одновременно внешних напряжений и температурного воздействия (в отличие от возврата при отжиге после деформации). Здесь дислокации, в том числе краевые и смешанные, а также расщепленные, не привязаны так жестко к «своей» плоскости скольжения, как при низкотемпературной деформации, и могут легко переходить из одной плоскости в другую, выбирая себе самый легкий путь. Это можно рассматривать как проявление дополнительной степени свободы у дислокаций. При таком внешне произвольном и неупорядоченном движении дислокаций увеличивается вероятность их встреч, и поэтому растет, с одной стороны, число случаев их аннигиляции (из-за этого уменьшается плотность дислокаций), а с другой – склонность к образованию регулярных дислокационных структур, для которых характерно объединение большинства дислокаций в малоугловые границы. Такая полигонизованная структура с хорошо сформированными субзеренными границами наблюдается после деформации алюминия, например, уже при комнатной температуре, которая для него равна 0,31Тпл.

   Понятно, что термический возврат приводит к разупрочнению. Таким образом, в процессе деформации при повышенных температурах деформационное упрочнение из-за повышения плотности дислокаций и увеличения эффективности их торможения будет конкурировать с разупрочнением из-за снижения плотности дислокаций и совершенствования дислокационной структуры в результате термического возврата.

   Диапазон температур от 0,2 – 0,25 до 1 по гомологической шкале делится на два интервала, граница между которыми соответствует (0,5 – 0,6) Тпл . Между (0,2 – 0,25) и (0,5 – 0,6) Тпл идет так называемая теплая, а выше (0,5 – 0,6) Тпл – горячая деформация.

   В процессе теплой деформации термический возврат всегда неполный, т.е. число вновь образующихся дислокаций здесь больше, чем число аннигилирующих. Поэтому при теплой деформации, как и при холодной, деформационное упрочнение проходит от начала нагружения и вплоть до разрушения. Трехстадийность упрочнения монокристалла с повышением температуры теплой деформации постепенно полностью устраняется, и деформация практически целиком может быть отнесена к III стадии интенсивно развитого поперечного скольжения и переползания дислокаций. Геометрия кривых упрочнения поликристаллов при переходе от холодной к теплой деформации качественно не меняется, происходит лишь снижение уровня напряжений течения и коэффициента деформационного упрочнения.