Стадия - легкое скольжение
Cтраница 1
Стадия легкого скольжения заканчивается образованием достаточно большого количества диполей и связанных с ними трехмерными клубками дислокаций, способствующих возникновению скольжения по системам, пересекающим первичную. Другими словами, существует некоторая критическая плотность дислокаций, по достижению которой скольжение происходит по вторичным системам, что приводит к резкому росту упрочнения за счет взаимодействия пересекающихся дислокаций. При этом плотность дислокаций с увеличением деформации возрастает быстрее, чем линейная функция. Длина свободного пробега дислокаций непрерывно уменьшается, что подтверждается данными об уменьшении длины линий скольжения. На этой стадии упрочнения эффекты динамического возврата незначительны, поэтому деформационное упрочнение, как и на стадии легкого скольжения, соответствует линейному закону, то есть dc / de Е const. Величина Е не зависит от условий растяжения, скорости и температуры испытаний и равна примерно 1О2 G. Таким образом, модуль упрочнения на стадии быстрого упрочнения примерно на два порядка больше, чем на стадии легкого скольжения. Высокая скорость упрочнения объясняется образованием большого количества коротких линий скольжения, дислокации которых создают скопление перед барьерами внутри кристалла. Критическое напряжение, при котором начинается стадия III, сильно зависит от температуры, поскольку поперечное скольжение требует термической активации. [1]
Стадия легкого скольжения заканчивается образованием достаточно большого количества диполей и связанных с ними трехмерными клубками дислокаций, способствующих возникновению скольжения по системам, пересекающим первичную. Другими словами, существует некоторая критическая плотность дислокаций, по достижению которой скольжение происходит по вторичным системам, что приводит к резкому росту упрочнения за счет взаимодействия пересекающихся дислокаций. При этом плотность дислокаций с увеличением деформации возрастает быстрее, чем линейная функция. Длина свободного пробега дислокаций непрерывно уменьшается, что подтверждается данными об уменьшении длины линий скольжения. На этой стадии упрочнения эффекты динамического возврата незначительны, поэтому деформационное упрочнение, как и на стадии легкого скольжения, соответствует линейному закону, то есть da / ds Е const. Величина Е не зависит от условий растяжения, скорости и температуры испытаний и равна примерно 1О2 G. Таким образом, модуль упрочнения на стадии быстрого упрочнения примерно на два порядка больше, чем на стадии легкого скольжения. Высокая скорость упрочнения объясняется образованием большого количества коротких линий скольжения, дислокации которых создают скопление перед барьерами внутри кристалла. Критическое напряжение, при котором начинается стадия III, сильно зависит от температуры, поскольку поперечное скольжение требует термической активации. [2]
На стадии легкого скольжения и заключительной стадии III четко видна тенденция к уменьшению механохимического эффекта. Кроме того, на кривой Аф ( е) ( см. рис. 14) имеется еще одна площадка ( уменьшение эффекта), а на кривой t ( е) ее нет. [3]
Для стадии легкого скольжения характерны невысокая плотность, равномерность и высокая подвижность дислокаций и дислокационных структур. Поэтому на этой стадии деформирования отмечается сравнительно невысокое сопротивление их движению со стороны других дислокаций, степени деформационного упрочнения и локальной перенапряженности металла. Пластическое течение преимущественно реализуется в результате перемещения дислокаций с их выходом на свободную поверхность образца и образованием новых плоскостей скольжения. Стадия легкого скольжения завершается реализацией равномерного распределения дислокаций. При этом скопления дислокаций окружены ячейками дислокаций. Отмеченные закономерности формирования дислокационных структур предопределяют сравнительно низкий уровень упругой энергии в областях кристалла. Подведенная извне энергия почти полностью расходуется на перемещение дислокаций - пластическую деформацию. [4]
 |
Кривая упрочнения кристаллов с ТЦК-решеткой при растяжении. [5] |
В стадии легкого скольжения дислокации беспрепятственно перемещаются в плоскости скольжения и многие из них могут выходить на поверхность кристалла. Часть этих дислокаций расположена беспорядочно в виде сетки Франка, остальные - в виде малоугловых границ. На этой стадии скольжение развивается только по одной системе плоскостей, упрочнение мало. [6]
Поэтому здесь стадия легкого скольжения может отсутствовать при любой ориентировке монокристалла. Следует отметить, что закономерности деформационного упрочнения г. к. Это относится в первую очередь к металлам с малым отношением с / а. Кроме того, имеются исключения из тех закономерностей, которые были выше сформулированы. Например, в бериллии ( с / а 1 668) скольжение идет в основном по базисным плоскостям, а монокристаллы рения ( с / а 1 616) имеют очень высокий коэффициент упрочнения на всем протяжении деформации. [7]
Плотность дислокаций на стадии легкого скольжения растет пропорционально степени деформации. [8]
 |
Схема переползания дислокации ( а - в. [9] |
При деформировании поликристаллов отсутствует стадия легкого скольжения, деформация зерен начинается сразу по нескольким системам скольжения и сопровождается изгибами и поворотами плоскостей скольжения. Пока общая деформация мала ( порядка 1 %) зерна деформируются неоднородно в силу их разной ориентации по отношению к приложенным нагрузкам. [10]
В частности, в ОЦК-монокристаллах стадия легкого скольжения наблюдается в ограниченном интервале температур, в то время как в ГЦК-металлах эта стадия с понижением температуры непрерывно увеличивается и отсутствует при высоких температурах. [11]
Резкое ослабление механохимического эффекта на стадиях легкого скольжения и динамического возврата обусловлено не столько уменьшением темпа прироста напряжения Ат, сколько уменьшением п с ростом степени деформации на этих стадиях. [12]
Это объясняется тем, что на стадии легкого скольжения основной вклад в деформацию дают дислокации, вышедшие на поверхность металла. На стадии деформационного упрочнения деформация осуществляется путем микросдвигов по линиям скольжения с образованием развитого микрорельефа на деформированной поверхности. Происходит почти линейное увеличение плотности дислокаций от степени пластической деформации с интенсивным возрастанием механохимического эффекта, что приводит к ускорению анодного растворения металла. Поскольку пластическая деформация металла при комнатной температуре осуществляется путем микросдвигов, то нет различия в течение локальных процессов при растяжении, сжатии, кручении, т.е. при различных видах деформации. [13]
 |
Характер дислокационной структуры о. [14] |
Таким образом, согласно [201], на стадии легкого скольжения процесс локального расслоения дислокационной структуры на обогащенную ( жгуты) и обедненную дислокациями фазы контролируется следующими физическими механизмами. В обогащенной фазе преобладает процесс отрицательной линейной диффузии дислокаций, возникающей в ансамбле вследствие размножения их по механизму двойного поперечного скольжения. В обедненной фазе доминирует процесс стабилизации дислокаций, что инги-бирует их размножение. Генерация дислокаций из источников Франка-Рида уравновешивает эти процессы, что способствует образованию стационарной дислокационной структуры. С ростом пластической деформации в кристаллах, ориентированных для одиночного скольжения, активизируются вторичные системы скольжения, взаимодействующие как с первичной системой, так и с дислокациями леса. [15]
Страницы: 1 2 3 4