Дислокаций расположенных

дислокаций. При этом единственным источником упрочнения являются дислокационные диполи (образуемые при слиянии двух параллельных дислокаций противоположного знака), вызывающие направленные искажения, блокирующие перемещение дислокаций. Стадия легкого скольжения заканчивается образованием достаточно большого количества диполей и связанных с ними трехмерными клубками дислокаций, способствующих к возникновению скольжения по системам, пересекающим первичную. Другими словами, существует некоторая критическая плотность дислокаций, по достижению которой скольжение происходит по вторичным системам скольжения, 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 —- = const = E'. Величина Е" не зависит от dEj

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-

Взаимодействие дислокаций выражено во взаимодействии (суммировании) полей их напряжений, при этом изменяется суммарный уровень потенциальной энергии системы. Энергетически выгодным будет взаимодействие одинаковых дислокаций противоположного знака, приводящее к их аннигиляции.

При низких температурах (ниже 0,2 Т1Ш) протекает первая стадия возврата - отдых, когда происходит уменьшение точечных дефектов (вакансий) и перераспределение дислокаций без образования субграниц. При нагреве вакансии поглощаются дислокациями, которые двигаются к границам зерен Часть дислокаций противоположного знака уничтожаются.

ka — коэффициент аннигиляции при встрече дислокаций противоположного знака;

' Оценка аннигиляции дислокаций противоположного знака [66] показала, что при одиночном скольжении этим эффектом можно пренебречь. Тогда в уравнении (3.21) ka = 0, что в результате приводит к соотношению

Формирование ячеистых дислокационных структур при деформации характерно, по-видимому, для всех металлов при определенных условиях испытания, среди которых основными являются температура и степень деформации, а также скорость деформации и схема напряженного состояния [9]. Хольт [276], используя математический аппарат, развитый для анализа спинодального распада пересыщенных твердых растворов, впервые показал, что движущей силой перестройки, вызывающей образование модулированной структуры, является уменьшение общей упругой энергии системы за счет взаимодействия дислокаций противоположного знака. Конечным результатом такой перестройки является формирование ячеистой структуры с размером ячейки

Субструктурная перестройка происходит путем аннигиляции ближайших дислокаций противоположного знака в стенках ячеек и путем перестройки этих стенок в более упорядоченные и низкоэнергетические ряды.

Однако при дальнейшей деформации происходит уменьшение толщины стенок и плотность дислокаций в них становится выше критической [55], что приводит к развитию возврата, заключающегося в аннигиляции дислокаций противоположного знака. В результате в стенках ячеек остаются избыточные внесенные дислокации двух знаков (рис. 1.31е), которые играют разную роль. Дислокации с вектором Бюргерса, перпендикулярным границе, ве-

Ф. Е. Фудзита считает, что зарождение трещин происходит при аннигиляции групп краевых дислокаций противоположного знака, движущихся навстречу друг другу в близлежащих параллельных плоскостях скольжения.

Другое явление, сопровождающее термическую усталость, состоит в том, что в ранний период срока службы вместе с упрочнением происходит и разупрочнение металла. Такое снижение прочности объясняется появлением субмикроскопических трещин на границах зерен, поверхности включений и преципитатов. Они возникают вследствие взаимодействия рядов дислокаций противоположного знака, движущихся в двух соседних плоскостях скольжения, что может приводить к возникновению растягивающих напряжений и нарушению атомных связей [2—4].

Плотность дислокаций акспериментально определяют путем подсчета числа вышедших на единицу площади шлифа дислокационных линий. На рис. 12 показаны следы травления дислокаций, расположенных по границам блоков железа.

Согласно [103, 119, 120], внешнему напряжению о соответствует определенная толщина двойниковой прослойки б, или, следовательно, определенное число п частичных двойникующих дислокаций, расположенных между источником и препятствием

Как показали Кляйн и др. [14], а также Уолтер и др. [85], в сплаве Cr-—-MiAl сетки состоят в основном из дислокаций а ( 100 ), расположенных на поверхности раздела между стерженьками, обогащенными Сг, и NiAl-матрицей. По расстоянию между дислокациями была рассчитана энергия сетки на поверхности раздела; она составила около 140 эрг/см2. Уэзерли [86], а также Паттнайк и Лоули [62] наблюдали на концах пластин в сплаве А1 — СиА12 высокую плотность дислокаций, расположенных параллельно направлению роста (рис. 18). Расстояние между этими дислокациями (~ 0,022 мкм) по порядку величины близко к значению, необходимому для устранения несоответствия между плоскостями {111} в А1 и {211} в СиА12, а энергия дислокационного образования составляет около 50 эрг/см2. Исследуя ту же систему более детально, Дэвис и Хеллеуэлл [20] изучали дислокационную структуру концов пластин и правильных поверхностей раздела между фазами. Не все дислокации удалось однозначно идентифицировать; наблюдались скопления, составленные дислокациями а/3 ( 111 } или а/2 { 110 ) [20, 86].

На рис. 4.20 показана картина искажения решетки до и после сближения разнозначных линейных дислокаций, расположенных на смежных параллельных плоскостях; в одном случае — с перекрытием, в другом — с разрывом.

ционных линий. На рис. 15 показаны следы травления дислокаций, расположенных по границам блоков железа.

тах, тем более пластичен металл. Одной из главных причин, определяющих плоскости скольжения, является наличие в них дислокаций. Перемещаясь под действием сил вдоль плоскости скольжения последовательно за счет единичных перемещений атомов, дислокации способствуют снижению напряжений, при которых начинается процесс пластического деформирования, и, кроме того, существенно увеличивают пластичность металла. После окончания процесса скольжения по одной или нескольким плоскостям, что означает, как правило, выход дислокаций, расположенных в этих плоскостях, за границу кристаллита, начинается процесс скольжения в других плоскостях, где сопротивление было более высоким. Усилие деформирования будет возрастать по мере включения в процесс скольжения новых плоскостей со все более высоким уровнем сопротивления движению дислокаций.

е — деформация растяжения от дислокации; v — число дислокаций, расположенных в плоскости границы.

(<1000 А)] и толстых [>200 нм (>2000 А)] ленточных усов; корунда различна [335]. В тонких пластинках наблюдаются осевые дислокации винтовой, краевой и смешанной ориентации. Для толстых кристаллов характерно наличие сложных переплетений дислокаций либо осевых шнуров из нескольких дислокаций. Наблюдались также бездислокационные ленты корунда. Травлением пластинок сапфира можно выявить дислокации, перпендикулярные или наклонные к плоскости базиса. Как правило, на базисных гранях пластинок А\ и Л2, протравленных после выращивания, ямки травления не наблюдаются, что свидетельствует об отсутствии дислокаций, выходящих на эти плоскости. Лишь в редких случаях были выявлены дислокации роста. На рис. 167 представлена фотография дефектной пластинки сапфира: на ее поверхности, ближе к краям, имеются многочисленные зародыши двумерной кристаллизации в форме гексагональных пирамид. После травления в центральной части пластины видны группы дислокаций, расположенных вдоль оси роста [1120] и проходящих насквозь через весь кристалл под углом к поверхности базиса. Рассмотрение некоторых работ, посвященных исследованию структуры нитевидных кристаллов, показывает, что она недостаточно изучена. Однако можно сформулировать вывод о том, что усы имеют самую совершенную структуру и поверхность, которую удалось получить искусственным путем: усы или совсем не содержат дислокаций, или имеют их очень немного. Является ли это результатом влияния масштаба или следствием специфических условий роста, не ясно.

Поликристаллический никель, растяжение, Т = 300°С; р, р& -общая плотность дислокаций и плотность дислокаций, расположенных в границах ячеек; Д, d -толщина и размер ячеек

исходных дислокаций: G(26)2—2G62 = 2Gb2. Аналогичный вывод справедлив и для краевых дислокаций, расположенных в одной плоскости скольжения.

Плотность дислокаций экспериментально определяют путем подсчета числа вышедших на единицу площади шлифа дислокационных линий. На рис. 12 показаны следы травления дислокаций, расположенных по границам блоков железа.