Дислокаций вследствие

(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.

ций-см"2. У отожженных металлов - 106...108 см"2. При холодном пластическом деформировании плотность дислокаций возрастает до 10"...Ю12 см"2 Более высокая плотность дислокаций приводит к появлению микротрещин и разрушению металла.

Для повышения энергоемкости металлов важное значение имеют распределение и плотность дислокаций. Каждую дислокацию можно рассматривать как сублокальное искажение кристаллической решетки, являющееся источником неоднородности, однако чем более равномерно распределены дислокации по объему металла, тем однороднее будет поглощение механической энергии в процессе деформирования и тем больше будет рабочий объем Vs. Таким образом, величина Vs является прежде всего функцией распределения дислокаций. Однако с увеличением числа равномерно распределенных дислокаций возрастает средняя величина поглощенной энергии в рабо-

В процессе прокатки крупнокристаллических материалов происходит измельчение ОКР, плотность решеточных дислокаций возрастает, что выражается в уширении физических профилей рентгеновских пиков [87].

При образовании плоских скоплений из п дислокаций химический потенциал дислокаций возрастает в п раз, тогда из формулы (85) получаем

При образовании плоских скоплений из п дислокаций химический потенциал дислокаций возрастает в п раз, тогда из формулы (97) получаем:

Даже хорошо отожженные металлы содержат большую плотность дислокаций, оцениваемую приблизительно 106—108 см~2. При пластических деформациях металлов плотность дислокаций значительно возрастает и может достигать 10"—1012 см~2 и выше. Однако плотность дислокаций увеличивается не только при пластических деформациях статического нагружения. Большинство экспериментальных работ, посвященных исследованию дислокационной структуры при усталости и ультразвуковых колебаниях, показывает, что, несмотря на относительно малые амплитуды напряжений (деформаций), плотность дислокаций возрастает в процессе циклического нагружения. После некоторого числа циклов нагружения она достигает определенной величины «насыщения» и в дальнейшем остается практически постоянной. Большей амплитуде напряжения (деформации) циклического нагружения соответствует и большая величина «насыщения» плотности дислокаций. Полученная при этом дислокационная структура зависит не только от величины амплитуды напряжения (деформации) циклического нагружения, но и от кристаллического строения материала и температуры, при которой проводится эксперимент.

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.

Участок be представляет упрочнение металлов и сплавов вследствие увеличения числа несовершенств в кристаллической структуре, С увеличением плотности дислокаций уменьшается расстояние между дислокациями, а это приводит к усилению взаимодействия дислокаций между собой и с другими дефектами решетки. При этом сопротивление движению дислокаций возрастает, а следовательно, возрастает и сопротивление деформации (упрочнение), прочность металла увеличивается. 10

Образованию грубых полос скольжения предшествует выход отдельных дислокаций на поверхность металла. С увеличением циклической наработки количество таких дислокаций возрастает и они скопляются вдоль плоскостей скольжения. В тех объемах металла, где достигается высокая их плотность, наблюдается развитие широких полос скольжения и образование усталостной трещины. Значение критической плотности дислокаций, при достижении которой возникают нарушения сплошности металла, пока не удается определить экспериментально. Приближенным методом подсчитано, что оно составляет примерно 5-Ю13— 10" см-2 [67].

Первоначальный рост микротвердости с увеличением числа циклов нагружения (I стадия усталости) связан с увеличением искажений кристаллической решетки поскольку на начальной стадии плотность дислокаций возрастает.

При ВТМО сначала проводится аустенитное превращение при 1150—1200° С, затем — подстуживание до температуры ЛСз) далее пластическая деформация до 25—30% при температуре выше АСл , после чего охлаждение в масле и отпуск при 100—200° G (см. рис.9.15,а). В результате происходит наклеп исходного аустенита и образование мелкоблочной структуры, а при быстром охлаждении образуется структура мелкодисперсного мартенсита. Размер блоков мозаичной структуры уменьшается в 4—6 раз. При этом увеличивается плотность дислокаций вследствие уменьшения огц.

3) увеличение сопротивления трения движению дислокаций вследствие упорядочения атомов внедрения вокруг дислокаций;

К теориям упрочнения близкодействующими полями упругих напряжений относят и теории, связывающие деформационное упрочнение с торможением дислокаций вследствие образования на них ступенек (порогов) в результате взаимного пересечения [240, 241]. Так, в модели Мотта [240] и Хирша [241] (рис. 3.1, д), которая уточняет теорию Тейлора, сопротивление движущейся дислокации определяется не прямым взаимодействием с другими дислокациями, а образованием ступенек при пересечении с дислокациями леса. Во многих случаях ступеньки способны двигаться вместе с дислокацией, но для винтовых дислокаций неконсервативное движение ступенек , вместе с дислокационной линией должно приводить к образованию вакансий или меж-доузельных атомов. . •

По мере понижения сопротивления движению дислокаций вследствие повышения температуры пластическая деформация, протекающая у концентраторов напряжений, снижает их эффективность, в результате чего при температуре Т% разрушающее напряжение достигает предела текучести (см. рис. 5.13).

Влияние радиационного упрочнения изучали Мэйкин и Минтер [54] на чистой никелевой проволоке. Облучение проводили при 100° С интегральными потоками в пределах 9,5-1017—1-Ю20 нейтронIсм2. После-радиационное исследование состояло из механических испытаний с оценкой изменения предела прочности, предела текучести и пластичности (относительного удлинения). Эти опыты явились попыткой разделить и оценить влияние искажения решетки и блокирования дислокаций вследствие облучения на упрочнение. Они обнаружили, что упрочнение решетки чистого никеля зависело от величины полного интегрального нейтронного потока следующим образом:

В режиме постоянной скорости деформации (ё = const) появление дополнительного потока дислокаций вследствие хемо-механического эффекта эквивалентно снижению сопротивления пластическому течению на величину, определяемую в линейном приближении сопоставлением выражений (211) и (207) с учетом значения коэффициента Ln из уравнения (195):

Разрушение металлов при циклическом нагружении рассматривается И. А. Одингом как процесс образования вакансий и скопления их в колонии. В первой четверти симметрического цикла под действием приложенного напряжения происходит движение дислокаций, приводящее к образованию препятствий в виде вакансий, дислоцированных атомов, новых дислокаций и силовых полей вокруг них. Такие препятствия тормозят возвращение части дислокаций к их источникам во время разгрузки за вторую четверть цикла. В период третьей четверти цикла происходит новое нагружение с противоположным знаком. Этот период характеризуется меньшим сопротивлением деформации, что связано с частичным возвращением дислокаций, переместившихся и не возвратившихся в исходное состояние в первую четверть цикла. Последняя четверть цикла (разгрузка образца) характеризуется задержкой дислокаций вследствие возрастания количества препятствий. В последующие циклы происходят аналогичные явления, но число дислокаций с нарастанием числа циклов будет увеличиваться.

Введение в металлы тугоплавких дисперсных частиц, не растворяющихся даже после плавления металла матрицы, позволило получить сплавы намного более прочные, чем однофазная металлическая матрица. Упрочняющий эффект объясняется не только образованием структурных дислокаций на границах раздела, но и, главным образом, сопротивлением движению дислокаций вследствие небольших расстояний между частицами и возникновением поля напряжения вокруг них.

Источники дислокаций. Количество дислокаций, имеющихся в кристалле до его нагружения, недостаточно для развития большой пластической деформации. Чтобы создать в кристалле дислокации в количестве, необходимом для протекания пластической деформации, и компенсировать потерю дислокаций вследствие выхода их на поверхность и анни-гилляции внутри кристалла, должны работать источники дислокаций.

В более общем случае при объяснении упрочнения исходят из возможности образования решетки дислокаций вследствие наличия полей напряжений, окружающих каждое такое иесовер-шенство строения кристалла. Если бы дислокации при движении не встречали препятствий, то при одном и том же

Состояние поверхностного деформированного слоя детали с большой плотностью дислокаций, вследствие неупорядоченного и неравномерного распределения дислокаций по объему, характеризуется высокой термодинамической неустойчивостью (мета-стабильностью) при всех температурах. Поэтому структура