5. Пластическая деформация скольжением и двойникованием

В отличие от упругой, пластическая деформация является результатом необратимого смещения атомов. Пластическая деформация может осуществляться путем движения дислокаций скольжением или двойникованием, вызывающим сдвиг одной части кристалла относительно другой, или сдвиг и поворот атомных рядов в соответствии с рисунком 5.1, кроме того диффузионным массопереносом и зернограничным скольжением.

Рис. 5.1. Пластическая деформация. а) скольжением, б) двойникованием

Типичную деформацию скольжением можно представить, как показано на рисунке 5.2, когда дислокация образовалась в результате приложения сдвиговой нагрузки и пройдя через весь кристалл вышла на противоположную поверхность образовав элементарную ступеньку. Конечная высота ступеньки на противоположной поверхности кристалла, их количество, а соответственно и суммарная величина макроскопической деформации сдвига g определяется плотностью подвижных дислокаций:

(5.1)

где ρ – плотность подвижных дислокаций, b – вектор Бюргерса, l – длина пробега дислокации.

Рис. 5.2. Образование моноатомной ступени при выходе дислокации на противоположную поверхность кристалла

Реальная картина пластической деформации весьма сложна, так как сопровождается большим количеством условий и одновременно протекающих процессов: наличием исходной плотности дислокаций их размножением под нагрузкой, взаимодействием дислокаций с образованием узлов, порогов, сеток, скоплений, частичной аннигиляцией, выходом их на поверхность.

Экспериментальное изучение пластической деформации обычно проводят макроскопическим и микроскопическим анализом полированной поверхности образцов путем изучения линий и полос скольжения, а также методом электронной микроскопии тонких фольг. Первый метод наиболее прост и дает интегральные характеристики. Он характеризует поверхностную картину пластической деформации в виде конечного результата, не вскрывая особенностей внутренних процессов ее развития. Второй метод прямо показывает внутренний характер изменения структуры, но сложная дислокационная картина фольги не всегда соответствует структуре массивного образца. Использование обоих методов позволяет получить достаточно достоверную, не только качественную, но и количественную картину пластической деформации, определив степень сдвига, направления и плоскости скольжения, значения вектора Бюргерса, характер развития дислокационной структуры на различных стадия деформации.

Из анализа линий скольжения установлено, что деформация сдвигом происходит в определенных направлениях, лежащих в этих плоскостях. Совокупность этих параметров определяет системы скольжения, из которых необходимо выделить системы преимущественного скольжения (легкого скольжения), характерные для каждого типа кристаллической решетки и связанные с плотностью упаковки атомов в определенной плоскости направлении, как показано на рисунке 5.3.

Рис. 5.3. Системы скольжения для ГЦК, ГПУ и ОЦК- кристаллов

Для ГЦК-решетки характерна система скольжения {111} <110>. В качестве примера можно привести медь, никель, алюминий.

ГПУ-решетка имеет 4 типа систем скольжения:

- {0001} – базисная;

- – призматическая;

- – пирамидальная с вектором Бюргерса ;

- , , – пирамидальная с вектором Бюргерса .

Параметр определяет первичную систему скольжения:

- при – базисная и призматическая;

- при – призматическая (Zr, Ni, Hf);

- во всех остальных случаях первичной системой скольжения является базисная (Cd, Zn, Mg, Co, Be).

Пирамидальные системы скольжения к основным не относятся.

ОЦК-решетка имеет три системы скольжения:

- {110} <111>, например, α-железо, молибден, ниобий;

- {211} <111>, например, тантал;

- {321} <111>, например, хром.

Первая система скольжения работает чаще всего при низких температурах. Все три системы близки по плотности упаковки атомов и практически равноценны.

Возможность существования системы скольжения в кубической решетке определяется уравнением:

(5.2)

Где (hkl) – индексы плоскости скольжения, [uvw] – индексы направления скольжения.

Например, для ГЦК кристалла система скольжения (111) существует, а система [011] не существует, так как направление [011] не лежит в плоскости .

Очевидно, что легкость пластической деформации в монокристалле зависит от его ориентации по отношению к приложенной силе.

При холодной пластической деформации (Т < 0,2-0,25 Т_пл) наилучшей ориентацией ГЦК кристалла является расположение системы скольжения <110>{111} под углом 45° к нормальным напряжениям (касательные напряжения при этом максимальны). В этом случае ось растяжения должна лежать внутри стандартного стереографического треугольника, что обеспечивает скольжение только в одной системе (стадия легкого скольжения) без значительного повышения плотности дислокаций Δρ = 10-10² см^-2, так как препятствий для их движения практически нет. При таком скольжении происходит слабое упрочнение, а на поверхности кристалла появляются длинные, тонкие полосы скольжения в соответствии с рис. 5.4 а.

Остановка дислокаций противоположного знака у препятствий типа барьеров Ломер-Котрелла, приводит к образованию линий сброса, которые показаны на рис. 5.4 б. Появление этих линий свидетельствует об окончании стадии легкого скольжения и начале стадии множественного скольжения. Эта стадия сопровождается взаимодействием дислокаций, приводящим к ограничению их подвижности. Длина линий скольжения уменьшается, образуются пачки скольжения как показано на рис. 5.4 в. На этой стадии значительно усложняется дислокационная структура. Плотность дислокаций растет на 4-5 порядков, достигая значений 10¹¹-10¹² см^-2, причем их расположение может быть, как гомогенным, так и ячеистым с достаточной устойчивостью дислокационной сетки с линейными размерами, примерно равными десятым долям микрометра и разориентацией в 1°. Дальнейшая деформация практически не меняет картины электронномикроскопических изображений, однако поверхность показывает фрагментацию полос скольжения в соответствии с рис.5.4 г., а также появление волнистых линий с их пересечением, как показано на рис. 5.4. д, что связано с интенсивным развитием процесса поперечного скольжения винтовых дислокаций.

Причиной активации процесса поперечного скольжения является остановка работы многих источников Франка-Рида в своих системах из-за полей скоплений дислокаций, и как следствие переход дислокаций в параллельные системы скольжения. Фрагментация указывает на невозможность прорыва барьеров дислокациями и необходимость обходить барьеры путем поперечного скольжения винтовых дислокаций, что при низких температурах более вероятно, чем переползание краевых дислокаций.

а	б	в	г	д

Рис. 5.4. Деформационные эффекты на поверхности монокристалла: а) Al; б) Al; в) Al; г) Al; д) α-Fe, 3% Si

У многих металлов последние две стадии перекрываются. В процессе деформации плоскости скольжения поворачиваются, приближаясь к направлениям деформации, что приводит к их переориентации и дает возможность другим системам начать свою работу, таким образом, одновременно возникает текстура.

Если ориентация ГЦК-кристалла соответствует стороне стандартного стереографического треугольника или близка к ней, то в равноправном положении находятся сразу несколько систем скольжения и стадия легкого скольжения может отсутствовать или сокращаться.

В поликристаллах деформация развивается неоднородно. Она зависит от ориентации зерна, как показано на рис. 5.5. При этом макроскопически это не проявляется в изменении размеров образца.

а	б	в

Рис. 5.5. Деформационные эффекты в поликристаллах: а) схема; б) поликристалл алюминия; в) схема

Последнее возможно лишь тогда, когда деформируются все зерна или их цепочка от края до края образца. Останавливаясь у границы зерна с благоприятной ориентацией дислокации воздействуют на соседнее зерно своим полем упругой деформации, которое, складываясь с внешним напряжением, позволяет заработать источникам Франка-Рида в соседнем зерне менее благоприятно ориентированном, что приводит к эстафетной передаче деформации, в соответствии с рис. 5.5 в.

В результате интенсивной деформации приграничных объемов со скольжением во многих системах (не менее пяти по критерию Мизеса) и взаимосвязи деформации двух соседних зерен, на их границе возникают нарушения сплошности. Направленная деформация ГЦК поликристаллов приводит к образованию текстуры с направлением <110> параллельным оси растяжения и вытягиванию зерен вдоль оси растяжения, в соответствии с рис. 5.6.

Рис. 5.6. Схема отожженного (а) и текстурированного (б) поликристалла

В отличие от ГЦК кристаллов, имеющих 4 плоскости максимальной упаковки в ГПУ кристалле такая плоскость одна {0001} – базисная, поэтому при соотношении параметров решетки скольжение идет только в ней, что при благоприятной ориентации делает стадию легкого скольжения весьма значительной. Образование линий сброса в этих кристаллах имеет более сложную природу.

Деформация двойникованием происходит в случае, если скольжение по каким-либо причинам затруднено, что часто наблюдается для ГПУ и ОЦК кристаллов, в то время как для ГЦК кристаллов только при низких температурах и больших скоростях деформации.

Двойникование идет по плоскостям с малыми индексами и в определенных направлениях:

- для ГЦК кристаллов в направлении <112> {111}, например, медь, никель;

- для ОЦК кристаллов <111> {112}, например, α-железо, хром, молибден, ванадий;

- для ГПУ кристаллов , например, магний, цинк, бериллий, титан, при , также существуют системы двойникования и .

Двойникованию часто предшествует деформация скольжением, которая увеличивает плотность дислокаций, что необходимо для двойникования.

Монокристаллы ГПУ металлов с соотношением не могут деформироваться на большую степень из-за наличия только одной плоскости двойникования. Металлографически на поверхности шлифа двойники выглядят как двойные параллельные полосы, заканчивающиеся в поликристалле внутри зерна, в соответствии с рис. 5.7.

а	б

Рис. 5.7. Двойникование в ГЦК кристалле: а) микроскопическое изображение; б) дислокационное представление

При двойниковании, происходящем после наложения упругой энергии, атомы перемещаются на расстояния менее межатомного с очень высокой скоростью, что сопровождается характерным треском. Механизм двойникования до сих пор не полностью понятен, так как изучается не динамика, а результат двойникования.

На боковых границах двойника, являющихся когерентными, всегда образуется дефект упаковки. Торцевые границы не когерентны, поэтому двойники растут не в ширину, а в длину.

На диаграммах напряжение-деформация процесс двойникования отражается в виде «зубцов». Объяснение двойникования можно дать с помощью модели прохождения через кристалл частичных дислокаций в соответствии с рис. 5.7 в, когда атомы над плоскостью скольжения и под ней не занимают эквивалентных положений, и укладка первого слоя нарушается.