Деформации кручением

При традиционном описании процесса пластической деформации исходят из того, что существующие в кристаллах системы скольжения позволяют обеспечить его формирование без разрушения сплошности. В.Е. Паниным и др. [11] было доказано, что пластическое течение происходит одновременно на нескольких уровнях, причем трансляция на одном уровне обязательно сопровождается поворотом на более высоком уровне, и наоборот. Принципиально важным в этом подходе является то, что любое нарушение структуры кристалла при подводе к нему внешней энергии рассматривается с позиции самоорганизации локальных структур, обусловленной энтропийными эффектами. Вторичные структуры, формирующиеся в деформируемом кристалле при достижении необходимого уровня возбуждения, представляют совокупность локальных структур - от дефектов типа точечных или линейных до аморфного состояния, возникающего при высокой плотности дефектов. Таким образом, при анализе пластической деформации кристаллов необходимо учитывать кооперативное взаимодействие трансляции, ответственной за изменение формы (дисторсии), и ротации, ответственной за изменение объема (дилатации). При этом важную роль в распространении скольжения играют границы зерен. Эволюция скольжения включает образование полос скольжения на начальных этапах пластической деформации, которые потом трансформируются в полосы микроскопического сдвига, что приводит к возникновению зоны локализованной макропластической деформации, проходящей через весь объем. Переход от одного масштабного уровня (микрополосы) к другому (макроиолосы) являет собой неустойчивость пластической деформации, предопределяющую шейко-образование. Он характеризуется тем, что изменяются элементарные носители деформации - дислокации сменяются дисклинациями. Дисклинации являются более энергоемкими дефектами, чем дислокации, что позволяет системе про-

СКОЛЬЖЕНИЕ — один из осн. механизмов пластич. деформации кристаллов. Происходит сдвиганием (трансляцией) одной части кристаллов относительно другой, как правило, по наиболее плотным (следовательно, наиболее взаимно удалённым) кристаллич. плоскостям и вдоль наиболее плотно усеянных атомами кристаллографич. направлений (следовательно, вдоль направлений с миним. «шагом» С.). Эти плоскости и направления наз. кристаллографич. элементами С. Мн. отличия в механич. св-вах разных кристаллов связаны с различным числом и расположением кристаллографич. элементов С. и дислокаций.

245. Лаврентьев Ф. Ф. Влияние различных дислокационных взаимодействий на деформирующее напряжение в металлических кристаллах // Элементарные процессы пластической деформации кристаллов.— Киев : Наук, думка, 1978.— С. 64—74.

21. Шоршоров М. X., Алехин В. П. Влияние среды и состояния поверхности на процесс пластической деформации кристаллов (обзор).— Физика и химия обраб. материалов, 1976, № 1, с. 61—76.

191. Трефилов В, И., Мильман Ю. В. Особенности пластической деформации кристаллов с ковалентными связями.— Докл. АН СССР, 1963, 153, № 4, с. 824—827.

структурным исследованием дает возможность проследить за развитием пластической деформации кристаллов полупроводников. Использование указанной методики в работе, выполненной при участии автора С. С. Гореликом, Ю. С. Клейнфельдом и Ю. М. Литвиновым [67], позволило по перегибу на кривых Яд = / (Т), а также по характеру развития дислокационных розеток определить температуры перехода чистого германия (р *=^ 40ч-50 Ом • см) и германия, легированного галлием (р «=* 0,0006 Ом-см), в пластическое состояние. Указанные температуры составляют соответственно 300 и 250° С, что согласуется с данными количественного анализа кривых микротвердости, приведенными выше.

fA/ 1---' t-f —j- 2 -rr2—; H0 — высота потенциального барьера, создаваемого зоной; Nz — число препятствий (зон) на единицучтлоща-ди плоскости скольжения; ц — модуль сдвига. Подставляя значение Н (т) в уравнение Аррениуса для скорости деформации кристаллов

особенно железа, напротив, приводят к увеличению коэффициента роста. Тем не менее, несмотря на то что результаты этих экспериментов свидетельствуют о наличии заметного влияния легирования на скорость деформации текстурированных поликристаллов урана под облучением, авторы [19] не считают возможным связать наблюдаемые эффекты с влиянием примесей на процессы, контролирующие радиационный рост а-урана. Существенным обстоятельством, затрудняющим, по их мнению, однозначную интерпретацию полученных результатов, является то, что данный эксперимент был проведен на поликристаллических образцах без должного учета дополнительных факторов, связанных с межзеренным взаимодействием в процессе облучения. Действительно, в рамках модели индексов роста оценка влияния легирующих добавок на коэффициент радиационного роста урана в направлении [010] на основе экстраполяции результатов, полученных для поликристаллических образцов, предполагает отсутствие эффектов межзеренного взаимодействия. Однако легко показать, что величина приспосабливающей пластической деформации кристаллов в поликристаллическом агрегате, по крайней мере, не меньше измеряемой деформации радиационного роста образца (при глубине выгорания порядка 10~3 пластические деформации могут составлять десятки процентов) и, скорее всего, должна изменяться от сплава к сплаву.

44. Инденбом В. Л. Подвижность дислокаций.— В кн.: Элементарные процессы пластической деформации кристаллов. Киев : Наук, думка, 1978, с. 7—16.

Цинк и его сплавы в отличие от металлов кубической системы увеличивают свою пластичность при холодной деформации. При повышении степени вытяжки прочность и твёрдость снижаются, а удлинение увеличивается. Это необычное поведение цинковых Сплавов объясняется анизотропией и закономерностью деформации кристаллов гексагональной решётки. Изменение механических свойств сплавов с 4°/0 меди и 0,2% алюминия в зависимости от степени деформации при холодной прокатке дано на фиг. 225.

единого геометрического целого внутри кристаллической решетки требуются определенные усилия сдвига, которые отвечают реальным касательным напряжениям, вызывающим пластические деформации кристаллов. Эти усилия оказываются на три-четыре порядка ниже [46, 23] тех усилий, которые понадобились бы для осуществления взаимного сдвига двух смежных плоскостей идеальной («бездислокационной») кристаллической решетки на одно межатомное расстояние. Начальные дислокации появляются еще в процессе кристаллизации соответствующего расплава, а при определенной критической величине касательного напряжения их движение порождает новые дислокации, количество которых в процессе пластического деформирования растет до наступления состояния насыщения кристаллической решетки.

Таким образом, практика подтверждает результаты исследований, что хрупкость и пластичность не есть неизменные свойства материалов, а являются лишь состояниями, в которых материалы могут находиться. Под влиянием различных факторов материалы могут переходить из хрупкого состояния в пластичное и наоборот. Например, высокоуглеродистые инструментальные стали, хрупкие при комнатной температуре, становятся пластичными при высоких температурах и поддаются горячей пластической обработке; то же самое можно сказать и о ковких чугунах. Инструментальные стали, хрупкие при растяжении или изгибе, ведут себя как пластичные при деформации кручением и т.д.

Деформация кручением под высоким давлением. Установки, в которых деформация кручением была проведена под высоким давлением, впервые были использованы в работах [20, 21]. Их конструкция является развитием известной идеи наковальни Бриджмена [22]. В первых работах эти установки были использованы для исследования фазовых превращений в условиях интенсивных деформаций [20], а также изучения эволюции структуры и изменения температуры рекристаллизации после больших деформаций [23]. Новым и принципиально важным моментом явились доказательства формирования наноструктур с неравновесными болынеугловыми границами зерен при использовании интенсивной деформации кручением [3, 8, 12], что позволило рассматривать этот метод как новый способ получения наноструктурных материалов.

Рассмотрим вначале механические аспекты интенсивной деформации кручением. При деформации кручением под высоким давлением (рис. l.la) полученные образцы имеют форму дисков.

структуры, но и как метод консолидации порошков [25-31]. При этом обнаружено, что высокие давления, равные нескольким ГПа, при деформации кручением при комнатной температуре могут обеспечивать достаточно высокую плотность, близкую к 100%, в получаемых наноструктурных образцах в форме дисков. При этом для получения таких образцов консолидацией ИПД кручением могут использоваться не только обычные порошки, но также и порошки, подвергнутые обработке в шаровой мельнице.

При этом анализ темнопольных изображений показал, что наноструктуры в Ge и Si характеризуются нормальным распределением по размерам зерен со средним размером 24 и 17 нм соответственно. Изучение электронограмм, снятых с площади 2 мкм2, выявило концентрические кольца, состоящие из многочисленных точечных рефлексов. В то же время в Ge и Si при интенсивной деформации кручением под давлением 7ГПа, происходили полиморфные превращения. Так, в Ge наблюдали появление тетрагональной фазы с кристаллической решеткой типа P4s2i2[74],a в Si — кубической фазы с кристаллической решеткой типа 1аЗ [75].

В металлокерамических композитах применение метода ИПД также приводит к формированию наноструктур. В частности, одним из способов получения композитов является консолидация металлических и керамических порошков по схеме деформации кручением. Недавно в работе [29] подробно исследовали типы наноструктур, полученных консолидацией ИПД микронных порошков Си и А1 и нанопорошков SiO2 и А^Оз- При этом были получены объемные образцы нанокомпозитов, имеющие средний размер зерен 60 нм в Си образцах и 200 нм в А1 образцах и плотность выше 98 %.

Рис. 1.16. Микроструктура композита А16061 + 10%АЬОз после деформации кручением

На основании анализа процессов эволюции микроструктуры и измерений микротвердости авторы [23] исследовали последовательность структурных превращений в процессе интенсивной деформации кручением. Они показали, что в случае исследованных материалов с высокой ЭДУ (Си, Ni) по мере увеличения степени деформации до истинной логарифмической деформации е « 2 дислокации сосредоточиваются в границах ячеек и практически отсутствуют в их теле.

пики на рентгенограмме наноструктурной Си в основном описываются функцией Лоренца. В то же время доля лоренцевой компоненты при описании профилей рентгеновских пиков в исходной крупнокристаллической Си составила менее 60 деформации кручением, РКУ-прессование значительно увеличивает долю лоренцевой компоненты в форме рентгеновских пиков, что свидетельствует о формировании специфической дефектной структуры.

ной в несколько нанометров и центральные части зерен с совершенной кристаллической решеткой. Искаженные приграничные зоны характеризуются также изменениями параметров решетки, что следует из данных высокоразрешающей электронной микроскопии и мессбауэровской спектроскопии (см. §2.1). Такие наноструктуры типичны для чистых металлов, подвергнутых интенсивной деформации кручением или РКУ-прессованием, когда размер зерен составляет 100-200 нм. Если размер зерен уменьшается до 10-20 нм, то дисторсии и дилатации кристаллической решетки охватывают все зерно (рис. 2.216). Здесь решетка теряет строгую периодичность и наноструктурные материалы приобретают псевдоаморфную структуру. Последнее было экспериментально подтверждено рентгеноструктурными и электронно-микроскопическими исследованиями наноструктурных металлов, полученных ИПД консолидацией порошков после шарового размола и имеющих чрезвычайно малый размер зерен (меньше 15-20 нм) [25, 100] (см. также § 1.2).

Чистые металлы. Структура чистого Ni, подвергнутого ИПД кручением (5 оборотов при комнатной температуре, Р = = 7ГПа) [103], характеризовалась очень мелкими зернами равноосной формы со средним размером около 100 нм, содержащими высокую плотность решеточных дислокаций (рис. 3.1) (см. также п. 1.2.1). Сложный дифракционный контраст свидетельствовал о наличии внутренних упругих напряжений. Зерна имели преимущественно большеугловые границы, что подтверждается видом дифракционных картин, содержащих большое количество рефлексов, расположенных по окружностям. Эти данные находятся в согласии с результатами других структурных исследований Ni после интенсивной деформации кручением [23, 55].