Дислокации возникают

Скольжение осуществляется в результате перемещения в крис-сталле дислокаций (рис. 28). При действии вдоль плоскости скольжения касательных напряжений в направлении, указанном стрелкой, атомы вблизи ядра дислокации перемещаются справа налево на расстояния (1 -> 2; 3 -> 4; 5 -> 6; 7 -> 8; 9 -> 10; И -> 12; 13 -> -> 14; 15 ->• 16; 17 -> 18), значительно меньше межатомных. Атомы смещаются не только в плоскости чертежа, но и во всех атомных слоях, параллельных этой плоскости *.

Дислокации перемещаются под действием касательных напряжений сдвига. Сопротивляются ли атомы решетки этому перемещению? Исследования показали, что дислокации обладают легкой подвижностью. Те из них, которые не встречают на своем пути тормозящего влияния чужеродных атомов, вакансий, включений и других дефектов, перемещаются при напряжении около десятых долей килограмма на квадратный миллиметр. Можно, сделать вывод, что атомы решетки <не препятствуют перемещению дислокаций. Атомы, расположенные непосредственно перед дислокацией, сопротивляются ее приближению, так как она выводит их из равновесного положения. Толкачами дислокации служат атомы, расположенные непосредственно за ней: ее удаление позволяет и-м занять новое стабильное положение в решетке. Дислокация испытывает давление с обеих сторон, поэтому суммарное воздействие на нее равно нулю.

Например, при МТО сталь Х18Н9Т деформировали при 575° С на 0,5—0,8% и выдерживали при этой температуре в течение 24 ч. В процессе пластической деформации повышалась плотность дислокаций. Во время выдержки после деформирования дислокации перемещаются по плоскостям скольжения, образуя правильные ряды в плоскостях, перпендикулярных плоскостям скольжения (экстраплоскости дислокаций одного знака собираются в одной плоскости). В результате зерно металла как бы разбирается на субзерна с малой разориентировкой. Образуется устойчивая сетка дислокаций, декорированных атомами примесей, которая препятствует развитию пластической деформации при высоких температурах (рис. 3-19).

Скольжение осуществляется в результате перемещения в кристалле дислокаций (рис. 50). При действии вдоль плоскости скольжения касательных напряжений в направлении, указанном стрелкой, атомы вблизи ядра дислокации перемещаются справа налево на расстояния {1 —v 2; 3 -»¦ 4; 5 -»¦ 6; 7 -*¦ 8; 9 -»¦ 10; 11-> 12; 13 -> 14; 15-* 16; 17-»- 18), значительно меньшие межатомных. Атомы смещаются не только в плоскости чертежа, но и во всех атомных слоях, параллельных этой плоскости. Дислокации могут переходить с одной плоскости скольжения на другую. Этот переход (переползание, восхождение) осуществляется добавлением или удалением слоя атомов путем диффузии.

При силовом воздействии режущего клина на поверхности контакта с инструментом в обрабатываемом материале возникают сжимающие напряжения и зарождаются дислокации. Образовавшиеся дислокации перемещаются в глубь металла, размножаются и группируются в полосы скольжения. Скорость распространения дислокационных полос, а следовательно, и скорость пластической деформации пропорциональны действующему напряжению. Так как зерна и плоскость скольжения в каждом зерне ориентированы случайным образом, то картина полос скольжения отражает преимущественное направление действующих сил.

Под действием приложенных к инструменту ультразвуковых колебаний напряжения в пластически деформируемой зоне резания приобретают пульсирующий характер. Под действием пульсирующих напряжений дислокации перемещаются (также меняя знак), отходя от препятствий и преодолевая их. В результате происходит разблокировка дислокаций, число одновременно преодолеваемых препятствий снижается, повышая подвижность дислокации. И, как следствие, происходит снижение сопротивления пластической деформации в зоне резания — снижается сила резания.

С этой точки зрения представляет интерес рассмотрение (Гилман) причины изменения напряжений течения в зависимости от структуры применительно к никелевому сплаву MARM-200 с высоким содержанием (~60%) упрочняющей фазы Ni3Al. Учитывалась различная скорость движения дислокаций в матрице, в упрочняющей упорядоченной фазе и на границе между ними. Если сплав содержит когерентные частицы упорядоченной фазы, то дислокации перемещаются парами. Поскольку на создание антифазной границы надо затратить усилие, вход в нее дислокаций затрудняется.

Стадия // — крутой подъем кривой упрочнения; множественное скольжение, так-как при увеличении деформации дислокации перемещаются по многим, в том числе и пересекающимся системам скольжения; сильное взаимодействие между дислокациями; таким образом, для совершения следующего этапа деформации необходимо прилагать более высокое напряжение; сильное деформационное упрочнение.

Стадия //— крутой подъем кривой упрочнения; множественное скольжение, так как при увеличении деформации дислокации перемещаются по многим, в том числе и пересекающимся системам скольжения; сильное взаимодействие между дислокациями; таким образом, для совершения следующего этапа деформации необходимо прилагать более высокое напряжение; сильное деформационное упрочнение.

Скольжение осуществляется в результате перемещения в крис-сталле дислокаций (рис. 28). При действии вдоль плоскости скольжения касательных напряжений в направлении, указанном стрелкой, атомы вблизи ядра дислокации перемещаются справа налево на расстояния (1 -*. 2; 3 -* 4; 5 -> 6; 7 -> 8; 9 -* 10; 11 ->• 12; 13 ~> -* 14; 15 ->• 16; 17 ->• 18), значительно меньше межатомных. Атомы смещаются не только в плоскости чертежа, но и во всех атомных слоях, параллельных этой плоскости Ч

Если при деформировании монокристалла плоскость скольжения оказалась параллельной направлению касательного напряжения, то монокристалл не упрочняется, а его деформация велика. Начальную стадию / деформирования называют стадией легкого скольжения (рис. 5.4). При этом дислокации перемещаются в монокристалле, практически не встречая препятствий. Деформация монокристаллов с ГП решеткой на стадии легкого скольжения достигает 1000%, у ГЦК и ОЦК монокристаллов она не превышает 10-15%.

С ростом деформации скольжение распространяется на другие системы, и возникает множественное скольжение. На этой // стадии дислокации перемещаются в пересекающихся плоскостях, возрастает сопротивление их движению, и образуется сложная дислокационная структура.

Плотность дислокаций в первом приближении может быть оценена с использованием выражения (2.1), т.е. по уширению рентгеновских пиков, которое отражает не только влияние размера кристаллитов, но и наличие в структуре микроискажений. Эти дефекты кристаллического строения, в том числе и дислокации, возникают в процессе получения материалов в результате смещения атомов из узлов кристаллической решетки. Для хаотически распределенных дислокаций их плотность yd связана с размером микроискажений е следующим соотношением:

Легирующие элементы по-разному влияют на энергию взаимодействия примесей внедрения с дислокациями. Так, введение в решетку а-железа 3% никеля приводит к снижению энергии связи углерода с дислокациями с 0,5 до 0,2 эВ; легирование же железа кремнием вызывает противоположный эффект. Неравномерное распределение ионов вокруг дислокации проявляется также и в неравномерном распределении электронов: уплотненные участки решетки вокруг дислокации приобретают положительный заряд вследствие недостатка электронов; в то же время области растяжения в связи с избытком электронов заряжаются отрицательно. Между положительным зарядом примесного иона и отрицательно заряженной областью дислокации возникают кулоновские силы притяжения, приводящие к перераспределению примесей. Энергия электрического (кулоновского) взаимодействия в металлах невелика (для двухвалентных примесей она составляет ~0,02 эВ). Электрическое взаимодействие значительно слабее упругого, но вклад первого может стать существенным в случае отсутствия в твердом растворе упругого взаимодействия (т. е. при равенстве радиусов основного и примесного атомов), а также при их большой разнице в валентностях.

В электронномикроскопическом исследовании Линчевской и Утевского [199] показано, что фаза Лавеса Fe2W при старении хромоникелевои аустенитнои стали выделяется в виде отдельных включений вытянутой формы (разноосность ~2 — 3) и групп из нескольких сросшихся крест-накрест пластинок (друз). И отдельные частицы, и друзы имеют очень характерную внешнюю форму (рис. 101). Судя по микрофотографиям, снятым на просвет частицы Fe2W генерируют дислокации. По мнению авторов, дислокации возникают около частицы в момент срыва когерентности и компенсируют различие периодов решеток обеих фаз — гексагональной Fe2\V и г. ц. к. аустенита. Кристаллогеометриче-ский анализ электроннограмм показал, что возможны, по край-

Возникновение дислокаций. Дислокации возникают при образовании, росте и столкновении кристаллов; дислокации могут образоваться из колоний и цепочек вакансий. Много дислокаций возникает в процессе пластической деформации, и количество их возрастает по мере ее протекания.

Линейные дефекты, или дислокации, — это линии, вдоль и вблизи которых нарушено правильное периодическое расположение атомных плоскостей кристалла. Так называемые краевые (линейные) дислокации возникают вследствие появления в кристалле неполной атомной плоскости, которая называется экстраплоскостью (плоскость ABED на рис. 1.2,6). Линия AD, т. е. край экстраплоскости, и будет краевой

Линейными (одномерными) дефектами кристаллической решетки являются дислокации. Дислокации возникают как в процессе затвердевания охлаждающегося металла, так и при механических или иных воздействиях на металл. В конструкционных материалах дислокации образуют сплошные сетки. В зависимости от условий изготовления металлических изделий плотность дислокаций в них может изменяться от 103—104 см~2 (в хорошо отожженных материалах) до 109-1010 см~2 (в пластически деформированных материал ах). Средняя плотность дислокаций в поликристаллических материалах составляет 106-108 см~2.

Дислокации возникают:

Дислокации возникают:

Возникновение дислокации можно представить как результат частичного сдвига в кристаллической решетке, причем различают краевую и винтовую дислокации (рис. 2.8, а и б). Краевая дислокация имеет условное обозначение (рис. 2.9), вертикальная черта в котором указывает расположение лишнего слоя атомов, как бы вдвинутого в кристаллическую решетку, а горизонтальная соответствует расположению плоскости, в которой произошел частичный сдвиг. Смещение слоев атомов вдали от искажения кристаллической решетки характеризуется вектором Бюргерса Ъ. В случае простой кубической решетки модуль Ъ вектора Бюргерса краевой дислокации с одним лишним атомным слоем (см, рис. 2.8, а) равен одному шагу решетки, а для винтовой дислокации Ъ равен шагу винтовой ломаной, которая образуется, если проследить за расположением атомов в зоне искажения (рис. 2.8, в). В общем случае дислокации могут иметь смешанную ориентацию с краевой и винтовой компонентами (см. рис. 2.9). Дислокации возникают при кристаллизации металла и в процессе его неупругого деформирования.

Дислокации возникают при кристаллизации, плотность их большая, поэтому они значительно влияют на свойства материалов. Дислокации наряду с другими дефектами участвуют в фазовых превращениях.