Образование двойников

испарением и последующей конденсацией внутри образовавшейся полости. В области пика смещения наблюдается образование дислокационных петель, вакансий, внедренных атомов.

По Гилману [242], основной причиной деформационного упрочнения является образование дислокационных диполей при движении винтовых или смешанных дислокаций с порогами. Диполи, отрываясь от скользящих дислокаций, затрудняют движение идущих вслед за ними дислокаций. Увеличение степени деформации приводит к росту числа таких диполей, следовательно, возрастает и напряжение течения.

Повышение температуры испытания приводит к экспоненциальному уменьшению критических деформаций перехода между структурными областями [289]. В интервале ДДС (400—600 °С) наблюдается нарушение этой зависимости, критические деформации резко возрастают, так что область образования ячеистых структур выходит за пределы области однородной деформации. Следует отметить характерные особенности дислокационной структуры деформированного ванадия [62, 341, 344]: высокую плотность дислокаций, в том числе и во внутренних объемах ячеек, широкие неупорядоченные границы ячеек, задержку формирования ячеистых структур в области ДДС и т. д. По характеру приведенные выше диаграммы структурных состояний несколько отличаются от построенных ранее для тугоплавких ОЦК-металлов [9, 289] (см. рис. 3.12). Наблюдается более высокий уровень критических деформаций, разделяющих структурные области, что, видимо, связано с различиями способов задания деформации: в работе [289] — это прокатка или прессование, в нашем случае — одноосное растяжение. Кроме того, на диаграммах структурных состояний ванадия и хрома (см. рис. 3.12) не отражена область ДДС, где затруднено образование дислокационных ячеистых структур [62,344].

а — образование дислокационных петель вокруг частицы; 6 — равновесие между напряжением, создаваемым дислокационным скоплением и силами изображения; в — выталкивание лидирующей петли к границе; г — зарождение поры; д — создание дислокационных скоплений в разных плоскостях; е — рост поры вокруг частицы.

Анализ кинетических уравнений свидетельствует о возможности увеличения скорости анодной реакции на'несколько порядков величины, как это наблюдалось экспериментально. Решающую роль в достижении экстремальных параметров анодной реакции (сдвиг стандартного потенциала на сотня милливольт и увеличение анодного тока в потенциостатическом режиме в десятки тысяч раз) играют деформационное упрочнение и образование дислокационных скоплений. Наоборот, пластическая деформация, не сопровождающаяся значительным деформационным упрочнением (стадия легкого скольжения I или заключительная стадия III) и образованием плоских дислокационных скоплений, не приведет к заметному-механохимическому эффекту.

Если при деформации ам = const, т. е. концентрация «активных центров» не изменяется, то химический потенциал может увеличиваться вследствие роста стандартного значения, зависящего от избыточного давления, т. е. от деформационного упрочнения. Более того, как было показано выше, концентрация активируемых атомов стремится уменьшиться, а образование дислокационных скоплений снижает концентрацию «активных центров». Однако вследствие роста стандартного химического потенциала величина цм в целом увеличивается, а следовательно, растет и ток коррозии.

сколько порядков, как это наблюдалось экспериментально. Решающую роль в достижении экстремальных параметров анодной реакции (сдвиг стандартного потенциала на сотни милливольт и увеличение анодного тока в потенциостатическом режиме в десятки тысяч раз) играют деформационное упрочнение и образование дислокационных скоплений. Наоборот, пластическая деформация, не сопровэждающаяся значительным деформационным упрочнением (стадия легкого скольжения I или заключительная стадия III) и образованием плоских дислокационных скоплений, не приведет к заметному механохимическому эффекту.

Если при деформации ам = const, т. е. концентрация «активных центров» не изменяется, то химический потенциал может увеличиваться вследствие роста стандартного значения, зависящего от избыточного давления, т. е. от деформационного упрочнения. Более того, как было показано выше, концентрация активируемых атомов стремится уменьшиться, а образование дислокационных скоплений снижает концентраций «активных центров». Однако вследствие роста стандартного химического потенциала величина iM в целом увеличивается, а следовательно, растет и ток коррозии.

ности 1,6 • 104 Вт/см2 плотность дислокаций достигает 10е см 2-Наблюдаются одиночные дислокации и сплетения дислокаций, свидетельствующие об их взаимодействии. Подобную дислокационную структуру имеет закаленное железо [25]. С ростом плотности мощности излучения до 2,7 • НО4 Вт/см2 средняя плотность дислокаций возрастает до 1010 см~2 и более, причем наблюдается образование дислокационных сеток. При дальнейшем повышении плотности мощности до 8 • 104 Вт/см2 (уровень, соответствующий плавлению материала) в материале возникает ячеистая дислокационная структура с плотностью дислокаций в границах ячеек до 1011—1012 см~2. Подобная структура характерна для сильно деформированных металлов. В переходной зоне, расположенной между расплавленным и основным материалом, плотность дислокаций составляет примерно 109 см~2.

У некоторых материалов после облучения на кривых растяжения сразу по достижении верхнего предела текучести наблюдается падение напряжения и пластическое течение с отрицательным коэффициентом упрочнения. При этом деформация начинается в местах локальной концентрации напряжений с образованием шейки. Снижение или перемену знака коэффициента деформационного упрочнения у облученных материалов в последнее время объясняют эффектом «каналирования» дислокаций [7], т. е. тем, что лидирующие дислокации уничтожают препятствия в действующей плоскости скольжения и таким образом облегчают движение следующих дислокаций в этих плоскостях (рис. 11). Образование дислокационных каналов и уничтожение радиационных дефектов дислокациями при скольжении наблюдалось непосредственно в колонне высоковольтного электронного микроскопа в облученных электронами до 3,8- Ю19 — 4,6-1021 см~2 фольгах высокочистого никеля [8].

Рис. 11. Образование дислокационных каналов при деформации облученного до 4,4 • 1018 н/см2 (Е > 1 МэВ) ниобия [7].

Образование двойников при комнатной и низкой температурах сопровождается, как правило, появлением пиков нагрузки на диаграмме при растяжении; за пиками следует падение нагрузки, степень которого зависит от жесткости испытательной машины. Падение нагрузки и соответственно скачкообразный характер деформации наиболее характерны для двоиникования по плоскости •{!1221*.

Конкретным проявлением этого процесса являются, с одной стороны, необратимые изменения структуры материала (сдвиговые процессы внутри зерна, образование двойников, дробление зерен, процессы разрыхления и образование пустот, изменение упрочняющих фаз, деформация по границам зерен и образование субмикроскопических разрывов и пр.) и, с другой, — повреждение поверхности и поверхностного слоя детали в связи с действием ряда эксплуатационных факторов.

двойникование (рис. 8). Межзеренная деформация совершенно незначительна и практически незаметна. Сдвиги и образование двойников, начавшиеся в одном зерне, продолжаются в другом, как если

Рис. 9. Образование двойников в мягкой стали при импульсивном нагружении. Двойники распространяются через зерна феррита и перлита как в изотропном материале, без заметной деформации зерен.

Деформированный кристалл содержит несколько параллельных двойниковых слоев. Иногда образование двойников механической деформацией сопровождается резкими шумами, указывающими на иммульсивность процесса.

разрушению. Между этими крайними видами имеются промежуточные — полухрупкие из- • ломы — частично волокнистые и частично кристаллические. Так как объёмное напряжённое состояние, необходимое для хрупкого разрыва, имеет место только в центральных частях сечения образца, то сердцевина полухрупкого излома имеет кристаллический или раковистый вид, а верхняя и боковые части — матовый. Хрупкому разрушению кристаллов а-железа и стали соответствует разрыв по граням куба, а вязкому — скольжение по граням, проходящим через его диагональ. Хрупкое разрушение железа и мягкой стали сопровождается появлением двойников в феррите [11]. В силу большой концентрации напряжений по границе между двойником и основным кристаллом можно полагать, что образование двойников при деформировании предшествует появлению хрупкой трещины [27].

Образование двойников и полюс деформации. В некоторых сплавах для определения фазы используется возможность легкого образования в ней двойников после деформации и рекристаллизации. Так, а-твердые растворы в меди и серебре, как и многие иные гранецентрированные кубические металлы (за исключением алюминия), легко образуют двойники (рис. 125), и это свойство отличает их от большинства других фаз в изучаемом сплаве. В некоторых случаях добавочные данные могут быть получены в результате осторожной деформации образца в процессе полировки и травления

Образование двойников и полюс деформации. В некоторых сплавах для определения фазы используется возможность легкого образования в ней двойников после деформации и рекристаллизации. Так, а-твердые растворы в меди и серебре, как и многие иные гранецентрированные кубические металлы (за исключением алюминия), легко образуют двойники (рис. 125), и это свойство отличает их от большинства других фаз в изучаемом сплаве. В некоторых случаях добавочные данные могут быть получены в результате осторожной деформации образца в процессе полировки и травления

6. Деформация. Образование двойников; критическая температура между хрупким и вязким разрушением имеет очень резкий, пороговый характер.

Механическое образование двойников

Образование двойников (см. 1.11.1.2). Двойники возникают, когда движущаяся в направлении <111>> граница зерна попадает на дефект упаковки; тогда при дальнейшем движении границы атомы в решетке располагаются в измененной последовательности застройки (рис, 1.200).