Скольжения дислокации

Е = 2 • 105 МПа, напряжение тс « 30 МПа, что значительно меньше прочности сталей. Это различие объясняется тем, что при оценке tc, не учитывалось взаимодействие дислокаций и их структур между собой. Установлено, что скорость скольжения дислокаций увеличивается с ростом напряжений и температуры по экспоненциальному закону.

Эффект магнитной памяти металла к действию на]-рузок растяжения, сжатия, кручения и циклического нагружения выявлен в лабораторных и промышленных исследованиях. Уникальность метода магнитной памяти заключается также в том, что он основан на использовании собственного магнитного поля, возникающего в зонах устойчивых полос скольжения дислокаций, обусловленных действием рабочих нагрузок. В результате взаимодействия собственного магнитного поля (СМП) с магнитным полем Земли в зоне концентрации напряжений на поверхности объекта контроля образуется градиент магнитного поля рассеяния, который фиксируется специализированными магнитометрами. Механизм возникновения СМП на скоплениях дислокаций обусловлен закреплением доменных границ, когда эти скопления становятся соизмеримы с толщиной доменных стенок. Ни при каких условиях с искусственным намагничиванием в работающих конструкциях такой источник информации, как собственное маг-

При содержании второй фазы в пределах 1 — 10 % (об.) численные оценки с применением выражений (2.81) или (2.82) и (2.83) превышают напряжение Орована в 1,5 — 2 раза, что на основании рассмотренной выше модели соответствует наличию одной или двух остаточных петель вокруг частиц, что хорошо подтверждается электронно- микроскопическими данными [166]. Сравнение оценки по уравнению (2.82) с экспериментальными данными для сплава Mb — 4 % (об.) ZrN (рис. 2.28, кривые 2 и 3) показывает практически полное совпадение их в широком температурном интервале. Однако, как показывает анализ уравнений, при содержании второй фазы, меньшем 1 % (об.) и при г < 0,05 мкм (т. е. вблизи области дисперсионного упрочнения когерентными выделениями) выражение (2.81) дает завышенные значения Ат, что обусловлено рядом причин. Например, при малых размерах частиц, как отмечалось еще Анселлом [138], необходимо учитывать кривизну дислокационных линий остаточных петель, т. е. при г < 0,05 мкм некорректно использовать выражение (2.74) для вывода уравнения (2.81). Кроме того, в случае малых содержаний второй фазы и малых ее размеров должна резко уменьшиться вероятность встречи движущихся в плоскости скольжения дислокаций с частицами, т. е. должно увеличиваться эффективное расстояние между частицами. Интересно, что, если в уравнение (2.82) подставить выражение для эффективного расстояния между частицами

При объяснении закономерностей параболического упрочнения поликристаллических ОЦК-металлов часто используется допущение о достаточно равномерном хаотическом распределении дислокаций на первой стадии упрочнения. Справедливость указанного допущения обычно обосновывается легким протеканием процессов поперечного скольжения дислокаций из-за высокой энергии дефекта упаковки в металлах с ОЦК-решеткой. Очевидно, что подобное допущение может оказаться не совсем корректным при низких температурах, когда даже у металлов с большой энергией дефекта упаковки скорости движения винтовых и краевых компонент дислокаций различаются на порядок и более [257, 258], а также в широком интервале температур для металлов и сплавов с относительно низкой энергией дефекта упаковки (металлы VA группы — V, Nb, Та, сплавы Fe—Si, Cr—Re, Cr—Fe, W—Re, Mo—Re и др.) [9, 289,

упаковки и, как результат, с ограниченным протеканием процессов поперечного скольжения дислокаций.

Можно предложить два объяснения факту отсутствия дальнейшего накопления дислокаций в теле зерен [61]. Во-первых, небольшое количество дислокаций в теле каждого отдельного зерна участвует в деформации. Действительно, число дислокаций, скользящих в единицу времени в зерне, может быть оценено с учетом предположения, что они быстро захватываются границами зерен. При скорости деформации 1,4 х 10~3с~1, использованной в эксперименте, макроскопическая деформация, равная 50%, требует временного интервала в 360 с. Принимая во внимание размер зерен 210 нм, а удлинение зерен 105 нм, что соответствует скольжению примерно 400 дислокаций, получаем, что в отдельном зерне в деформации участвует 1 дислокация в секунду. Во-вторых, отсутствие накопления дислокаций может быть связано с процессами возврата. Часть возврата может осуществляться путем поперечного скольжения дислокаций. Более того, возврат должен происходить также в результате поглощения дислокаций границами зерен. Рассмотрим данный процесс более подробно.

Таким образом, механохимический эффект должен интенсивно нарастать при пластической деформации на стадиях деформационного упрочнения; этот эффект будет значительно меньше на стадии легкого скольжения и на заключительной III стадии, когда наблюдается затухание деформационного упрочнения в связи с развитием процессов поперечного скольжения дислокаций. Эти процессы приводят к"~йсчё'знрвению дислокационных скоплений, несмотря на рост общего числа дислокаций, выходящих на поверхность и дающих основной вклад в деформацию в ходе легкого скольжения. Ускорение анодного растворения металла обусловлено локальным понижением равновесного (стандартного) потенциала в окрестности дислокаций по мере увеличения их числа в группах, образующих плоские скопления перед барьерами в процессе деформационного упрочнения.

Таким образом, механохимический эффект должен интенсивно нарастать при пластической деформации на стадиях деформационного упрочнения; этот эффект будет значительно меньше на стадии легкого скольжения и на заключительной III стадии, когда наблюдается затухание деформационного упрочнения в связи с развитием процессов поперечного скольжения дислокаций. Эти процессы приводят к исчезновению дислокационных скоплений, несмотря на рост общего числа дислокаций, выходящих на поверхность и дающих основной вклад в деформацию в ходе легкого скольжения. Ускорение анодного растворения металла обусловлено локальным понижением равновесного (стандартного) потенциала в окрестности дислокаций по мере увеличения их числа в группах, образующих плоские скопления перед барьерами в процессе деформационного упрочнения.

Поскольку JVa представляет собой объем тела, растворяю-\ щийся с единицы поверхности за единицу времени, а коэффициент а == 1/и где v — активационный объем дислокаций при пла-. I стическом течении, по существу численно может быть охарактери-j зован как максимально возможная «динамическая» плотность ; дислокаций (т. е. плотность их в момент течения), то выражение (211) формально можно интерпретировать следующим образом. Дополнительный поток дислокаций при хемомеханическом эффекте образуется в результате насыщения дислокациями поверхностного слоя до максимально возможной «динамической» плотности, а затем стравливания этого слоя со скоростью химического растворения. Насыщение дислокациями растворяющегося слоя возможно ввиду несравнимых величин скоростей размножения и движения дислокаций, с одной стороны, и растворения тела с другой стороны. Так, при обычных значениях скоростей коррозии стравливание одного моноатомного слоя занимает секунды и более секунды, а дислокационные процессы совершаются с околозвуковыми скоростями. Образование поверхностных источников дислокаций в процессе реализации хемомеханического эффекта приводит к быстрому насыщению поверхностного слоя дислокациями, что создает условия для множественного скольжения (в том числе поперечного скольжения дислокаций) и, следовательно, для разрушения ранее сформировавшихся плоских скоплений, т. е. для релаксации микронапряжений и разупрочнения.

Указанное преимущество стали 08Х2Г2М объясняется отмеченными свойствами малоуглеродистых мартенситных сталей, что согласуется с теорией, в соответствии с которой решающую роль в увеличении скорости анодной реакции играет деформационное упрочнение и формирование дислокационных скоплений. Высокая подвижность дислокаций в малоуглеродистых еталях способствует облегчению поперечного скольжения дислокаций и препятствует 250

В данной модели предполагается, что до отрыва дислокационных петель от слабых точек закрепления движение всех ее сегментов происходит обратимо за каждый полупериод знакопеременного напряжения. Это возможно в том случае, если при движении дислокационные сегменты в первую четверть периода, соответствующего росту внешнего напряжения, не встречают на пути препятствий, которые могли бы закреплять их при обратном движении во вторую четверть периода, соответствующего уменьшению внешнего напряжения. При снятии внешней нагрузки дислокационные сегменты возвращаются в исходное положение. Последнее предположение не означает, что в плоскостях скольжения дислокаций отсутствуют препятствия, которые могут закреплять их при обратном

условий растяжения, природы металла, ориентации растяжения, скорости и температуры испытаний, и равна примерно 1О2. Таким образом, модуль упрочнения на стадии быстрого упрочнения примерно на два порядка больше, чем на стадии легкого скольжения. Высокая скорость упрочнения объясняется образованием большого числа коротких линий скольжения, дислокации которых создают скопление перед барьерами внутри кристалла. Такими барьерами могут барьеры Ломера-Коттерелла, обусловленные поперечным скольжением (когда дислокации покидают одну плотно упакованную плоскость, переходя в другую, пересекающуюся с первой).

ным источником упрочнения являются дислокационные диполи (образуемые при слиянии двух параллельных дислокаций противоположного знака), блокирующие перемещение дислокации. 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. Такими барьерами могут быть барьеры Ломера-Коттерелла, обусловленные поперечным скольжением (когда дислокации покидают одну плотно упакованную плоскость, переходя в другую, пересекающуюся с первой). Критическое напряжение, при котором начинается стадия III, сильно зависит от температуры, поскольку поперечное скольжение требует термической активации. На стадии динамического возврата происходит массовое двои-

На начальной стадии пластическая деформация монокристалла осуществляется движением дислокаций по одной системе плоскостей—стадия легкого скольжения. Дислокации на этой стадии перемещаются сравнительно беспре-пятственно на большие расстоя-

(стадия I деформационного упрочнения). После стадии единичного (легкого) скольжения начинается стадия множественного скольжения — движение дислокации в двух и более системах. На этой стадии после значительной деформации дислокационная структура металла сильно усложняется и плотность дислокаций возрастает по сравнению с исходным состоянием на 4—6 порядков, достигая 10u-f-1012 см~2. Вследствие упругого взаимодействия между дислокациями сопротивление их движению сильно возрастает и для их продвижения внешнее напряжение должно резко возрасти (стадия /7 упрочнения). Под влиянием все возрастающего напряжения развивается поперечное скольжение винтовых дислокаций, т. е. скольжение с переходом из одной разрешенной плоскости скольжения в другую. Это приводит к частичной релаксации напряжений, аннигиляции отдельных дислокаций разного знака и группировке дислокаций в объемные ячейки, внутри которых плотность дислокаций меньше, чем в стенках ячеек. Наступает /// стадия деформации, когда происходит так называемый динамический возврат, который приводит к уменьшению деформационного упрочнения.

располагаясь при этом на более близком расстоянии друг от друга, т. е. концентрируются вблизи вершины надреза, трещины и т. п. (рисунок 2.1.1, б). Плотность силовых линий вблизи вершины дефекта зависит от его формы. Вблизи вершины длинной острой трещины плотность силовых линий особенно велика. Таким образом, в зоне, непосредственно прилегающей к вершине трещины, величина силы, приходящейся на единицу площади, больше и, следовательно, выше локальное напряжение. Для идеально упругого твердого тела легко можно рассчитать возрастание напряжений вблизи вершины эллиптического отверстия. Аналогичные расчеты могут быть выполнены с достаточной степенью точности и для твердых тел, содержащих отверстия (надрезы, трещины) другой формы. Наиболее часто трещины возникают у вершин скоплений дислокаций вблизи каких-либо барьеров: включений избыточных фаз, границ зерен, двойников, сидячих дислокации и т. д. В непосредственной близости от барьера (рисунок 2.1.2, а) краевые дислокации в плоском скоплении могут под действием напряжений оказаться настолько тесно прижатыми друг к другу, что их экстраплоскости сливаются, а под ними образуется зародышевая микротрешина. Эта схема прямо предполагает необходимость некоторой пластической деформации, достаточной для образования дислокационных скоплений. Трещина образуется в плоскости, перпендикулярной плоскости скольжения дислокации, под действием растягивающих напряжении, в результате концентрации касательных напряжений в головной части скопления. Расчеты показывают, что при действии такой модели трещина возникает при величине локальных касательных напряжений у вершины скопления 10"' G. Этому соответствует образование скопления из 102 — 103 дислокации. Параметр G введен Ирвином, физический смысл этого параметра состоит в том, что он характеризует работу, которую надо затратить на образование новой поверхности трещины единичной длины или переместить фронт трещины единичной длины на единичное расстояние. Другая разновидность зарождения трещин у барьеров при возникновении скоплений дислокации в параллельных плоскостях скольжения показана на рисунке 2.1.2, б.

располагаясь при этом на более близком расстоянии друг от друга, т. е. концентрируются вблизи вершины надреза, трещины и т. п. (рисунок 2.1.1, б). Плотность силовых линий вблизи вершины дефекта зависит от его формы. Вблизи вершины длинной острой трещины плотность силовых линий особенно велика. Таким образом, в зоне, непосредственно прилегающей к вершине трещины, величина силы, приходящейся на единицу площади, больше и, следовательно, выше локальное напряжение. Для идеально упругого твердого тела легко можно рассчитать возрастание напряжений вблизи вершины эллиптического отверстия. Аналогичные расчеты могут быть выполнены с достаточной степенью точности и для твердых тел, содержащих отверстия (надрезы, трещины) другой формы. Наиболее часто трещины возникают у вершин скоплений дислокаций вблизи каких-либо барьеров: включений избыточных фаз, границ зерен, двойников, сидячих дислокации и т. д. В непосредственной близости от барьера (рисунок 2.1.2, а) краевые дислокации в плоском скоплении могут под действием напряжений оказаться настолько тесно прижатыми друг к другу, что их экстраплоскости сливаются, а под ними образуется зародышевая микротрещина. Эта схема прямо предполагает необходимость некоторой пластической деформации, достаточной для образования дислокационных скоплений. Трещина образуется в плоскости, перпендикулярной плоскости скольжения дислокации, под действием растягивающих напряжении, в результате концентрации касательных напряжений в головной части скопления. Расчеты показывают, что при действии такой модели трещина возникает при величине локальных касательных напряжений у вершины скопления 10"1 G. Этому соответствует образование скопления из 102 — 103 дислокации. Параметр G введен Ирвином, физический смысл этого параметра состоит в том, что он характеризует работу, которую надо затратить на образование новой поверхности трещины единичной длины или переместить фронт трещины единичной длины на единичное расстояние. Другая разновидность зарождения трещин у барьеров при возникновении скоплений дислокации в параллельных плоскостях скольжения показана на рисунке 2.1.2, б.

Рис. 1.10. Низкотемпературная деформация, определяемая скольжением дислокаций и контролируемая дискретными препятствиями (а) и сопротивлением решетки (б) [31] (справа показан характер силового поля в плоскости скольжения дислокации).

— то же, но при образовании скоплений (при этом ASOT = AS, так как в месте пересечения поверхности металла плоскостью скольжения дислокации плоского скопления выходят на поверхность поочередно в одном и том же месте и активируемая площадь AS остается неизменной);

равномерном распределении дислокаций; 52/п — то же, но при образовании скоплений (при этом ASm = AS, так как в месте пересечения поверхности металла плоскостью скольжения дислокации плоского скопления выходят на поверхность поочередно в одном и том же месте и активируемая площадь AS остается неизменной);

где TJ — эффективное напряжение трения в плоскости скольжения дислокации, обусловленное силами Пайерл-са, упругими полями соседних дислокаций и другими дефектами кристаллической решетки.

? — время; f — частота циклического нагружения; Q — ориентационный множитель, учитывающий, что приведенное напряжение сдвига в плоскости скольжения меньше приложенного напряжения; ее и а; — некоторые постоянные для данного вида внешнего знакопеременного напряжения a(t); Oi—ti/Q, ft — эффективное напряжение трения в плоскости скольжения дислокации, обусловленное силами Пайерлса, упругими полями соседних дислокаций и другими дефектами кристаллической решетки; b — модуль вектора Бюргерса; G — модуль сдвига; k — постоянная Больцмана; Т — абсолютная температура; Dd — некоторое среднее значение коэффициента диффузии вдоль линии дислокации имеющихся точечных дефектов; fm — максимальная величина силы связи точечного дефекта с дислокацией; Lm — возможное максимальное значение наибольшего дислокационного сегмента 1т, принадлежащего дислокационной петле; 7т — среднее значение /т. Очевидно, что при t-*-oo выражения (11) — (14) дают