пластичность кристаллов

ПЛАСТИЧНОСТЬ КРИСТАЛЛОВ - свойство кристаллич. твёрдых тел необратимо менять свои размеры и форму в поле механич. напряжений. Понятие П. к. многозначно, оно включает в себя силовые и геом. характеристики. Основной является величина предельной деформации до разрушения Если велика, кристалл считается высокопластичным (вязким), если мала - малопластичным (хрупким, ломким). При данном свойства П. к. усиливаются с уменьшением деформирующего напряжения: чем оно меньше, тем легче осуществляется необратимое формоизменение кристалла, тем более он пластичен.
П. к. определяется микромеханизмами элементарных актов пластич. деформации и упрочнения, а также закономерностями эволюции дефектной структуры в ходе продолжающегося нагружения. Обычно в кристаллах одновременно действуют неск. микромеханизмов пластич. деформации. Вклад их неравноценен и в зависимости от того, какой из них преобладает, П. к. подразделяют на дислокационную, деформац. двойникования, пластичность превращения, межзёренную, диффузионную и краудионную.
Дислокационная пластичность - наиб. распространённый и типичный вид пластичности кристаллич. твёрдых тел в широком диапазоне температурно-скоростных и силовых режимов нагружения. Осуществляется посредством зарождения и перемещения дислокаций (рис. 1). При низких и умеренных темп-pax дислокации скользят вдоль плотноупакованных атомных плоскостей, сдвигая при этом сопрягающиеся части кристалла на вектор Бюргерса b. Макроскопич. формоизменение кристалла происходит вследствие наложения множества подобных микросдвигов, так что тензор скорости пластич. деформации равен

где - плотность подвижных дислокаций, v - их скорость, n - нормаль к плоскости скольжения, р - номер действующей системы скольжения. Подвижность дислокаций в диапазоне скоростей, много меньших скорости звука, резко зависит от действующих на них сил, в результате чего из всех возможных кристаллографически эквивалентных систем скольжения реальный вклад в пластич. деформацию дают те, у к-рых максимальны приведённые сдвиговые напряжения. Дисло-кац. П. к. обладает ярко выраженной анизотропией. Деформирующее напряжение, предельная деформация до разрушения и др. её характеристики существенно зависят от ориентации кристаллич. решётки относительно гл. осей тензора напряжений

Рис. 1. Однородное распределение дислокаций на ранних стадиях пластической деформации.

Скорость движения дислокации определяется скоростью термически активируемых атомных перестроек, происходящих в ее ядре и направляемых полем По этой причине дислокац. П. к. чувствительна к типу межатомной связи. Чем слабее выражена её ковалент-ная составляющая, чем меньше локализованы электроны незаполненных оболочек, тем легче совершаются атомные перестройки, тем выше П. к. Наиболее пластичны металлы, наименее - ковалентные кристаллы. Кристаллы с ионной межатомной связью занимают промежуточное положение. Значит. роль играют и величина энергии связи кристалла и характер связи. Увеличение энергии связи затрудняет протекание термически активируемых процессов, снижает дислокац. П. к.
Симметрия кристалла и его атомная упаковка определяют кол-во и распределение систем скольжения, возможные варианты расщепления дислокаций, строение их ядра, величину вектора Бюргерса и др. параметры, от к-рых зависит П. к. Кристаллы кубич. сингонии наиб. пластичны. Переход к средним и низшим категориям симметрии, равно как и усложнение элементарной ячейки, увеличение в её базисе числа и типов атомов, появление сверхструктур коррелируют со снижением показателей П. к. В том же направлении действует уменьшение плотности упаковки. Напр., переход от гранецентрированной к объёмноцентриров. модификации кубич. кристаллов сопровождается радикальным изменением их пластичности в низкотемпературной области. Для металлов с гранецентрированной кубич. (ГЦК) решёткой типична слабая температурная зависимость П. к. (рис. 2). В интервале гомологич, темп-р 0,01 предельная деформация до разрушения слегка увеличивается, а предел текучести падает (Т_т - темп-pa плавления). У металлов с объёмноцентрированной кубич. (ОЦК) решёткой характеристики пластичности ведут себя иначе.

Рис. 2. Схематическое изображение зависимости от гомологической температуры предельной деформации до разрушения предела текучести дислокационной пластичности и пластичности деформационного двойникования для кристаллов с ОЦК (сплошная линия) и ГЦК (штриховая линия) решётками.
Плавное изменениеи наблюдается у них только при 0,2. В области низких темп-р предел текучести с уменьшением резко нарастает, а предельная деформация до разрушения падает практически до нуля. Такое изменение механич. свойств кристаллов с ОЦК решёткой наз. вязко-хрупким переходом; он происходит в узком интервале гомологич. темп-р и сопровождается значит. уменьшением энергоёмкости разрушения и сменой микромеханизмов разрушения. В вязком состоянии металлы с ОЦК решёткой разрушаются так же, как и с ГЦК решёткой, - за счёт зарождения, пластич. подрастания и объединения микропор. Это приводит к формированию на поверхности раскрывшейся макротрещины характерной микротопографии рельефа, т. н. чашечного излома (рис. 3). В хрупком состоянии металлы с ОЦК решёткой разрушаются сколом, за счёт отрыва по плоскости спайности (рис. 4). Явление хладноломкости металлов с ОЦК решёткой имеет большое практич. значение, поскольку может оказаться причиной катастрофич. разрушений при понижении темп-ры эксплуатации. Его необходимо учитывать при проектировании изделий из металлов с ОЦК решёткой, работающих в интервале темп-р вязко-хрупкого перехода.

Рис. 3. Микрофотография поверхности излома кристалла молибдена при вязком разрушении.

Рис. 4. Микрофотография поверхности излома кристалла железа при хрупком разрушении.

Рис. 5. Двойники деформации - Ti при = 0,1.

Пластичность деформационного двойниковання.

В тех случаях, когда подвижность дислокаций затруднена, пластич. формоизменение кристалла может реализоваться посредством деформац. двойникования. Под действием напряжений в нём возникают и развиваются двойники деформации - замкнутые, испытавшие значит. формоизменение микрообъёмы, кристаллич. решётка к-рых по отношению к матрице имеет двойниково сопряжённую ориентацию. Механизм роста деформац. двойников заключается в последоват. прохождении частичных дислокаций с одним и тем же вектором Бюргерса вдоль атомных плоскостей, параллельных кристаллографически выделенной плоскости двойникования. Характеристики пластичности двойникующегосякристалла, так же как и при дислокац. П. к., резко анизотропны.
Деформац. двойникование часто встречается у кристаллов средней и низшей категорий симметрии, имеющих сложные многоатомные элементарные ячейки, выраженную ковалентную составляющую межатомной связи. Наблюдается оно и у металлов. В металлах с гексагональной плотно упакованной решёткой (Геке. ПУ) деформац. двойникование связано с ограниченностью набора действующих систем скольжения. Во мн. кристаллах гексагональной сингонии при низких темп-рах векторы Бюргерса дислокаций лежат в плоскости базиса. Такие дислокации не в состоянии осуществить сдвиг материала в направлении, перпендикулярном плоскости базиса. Если же он геометрически необходим, то произвести его может лишь независимая мода деформации, к-рой и является двойникование. Даже в пластичных металлах с Геке. ПУ решёткой, таких, как - Ti, двойникование наблюдается на самых ранних этапах пластич. деформации (рис. 5).
В металлах с ОЦК решёткой причиной деформац. двойникования является резкая температурная зависимость предела текучести дислокац. пластичности. При низких темп-pax сопротивление движению дислокации столь велико, что они оказываются практически неподвижными. Температурная зависимость деформац. двойникования более полога, поэтому всегда существует область темп-р, где оно предпочтительнее (рис. 2).
Характерная темп-pa ниже к-рой реализуется деформац. двойникование, а выше - дислокац. пластичность, находится в области хрупких состояний металлов с ОЦК решёткой, так что деформац. двойникование в них - типичный признак малоцластичных материалов.
В металлах с ГЦК решёткой деформац. двойникование встречается у материалов с низкой энергией дефекта упаковки, причём только на поздних стадиях пластич. течения. Причиной его служит монотонно нарастающее упрочнение плоскостей скольжения, при нек-рой деформации оно достигает такой величины, при к-рой дальнейшее перемещение дислокаций по ним становится невозможным. Поскольку из-за сильного расщепления ядер выход дислокаций в другую плоскость запрещён, дислокац. П. к. при исчерпывается. На смену ей приходит деформац. двойникование.

Пластичность превращения обусловлена тем, что в момент структурного фазового перехода кристаллич. решётка исходной фазы в области, непосредственно примыкающей к межфазной границе, теряет устойчивость и атомы там легко перестраиваются из одной конфигурации в другую под действием внутр. термодинамич. стимулов. Пластич. свойства кристалла при этом испытывают скачкообразное изменение: предел текучести аномально снижается, предельная деформация до разрушения увеличивается. Конкретный микромеханизм движения межфазной границы диктуется спецификой перехода. При нормальных аллотропич. превращениях - это некоррелиров. диффузионные перестройки, при мартенситном превращении - кооперативные (сдвиговые) перемещения больших групп атомов. В последнем случае микрообъёмы кристалла претерпевают собств. деформацию превращения, а кристаллич. решётка новой фазы оказывается связанной с решёткой исходной фазы определённым ориентац. соотношением. В отсутствие напряжений любой из кристаллографически эквивалентных вариантов ориентац. соотношений реализуется с равной вероятностью. В результате макроскопич. объём, включающий в себя много зародышей новой фазы, в ходе превращения не меняет своей формы. В нагруженном кристалле положение иное. Предпочтительными становятся те зародыши новой фазы, к-рые отвечают ориентац. соотношениям, обеспечивающим лучшее соответствие собственной и вынужденной деформации. Пластичность превращения в таких кристаллах определяется суперпозицией собств. необратимых деформаций превращения всех его микрообъёмов. Она тем больше, чем сильнее сказывается ориентирующее влияние приложенных напряжений, чем больше число кристаллографически эквивалентных вариантов превращения, чем значительнее собств. деформация, чем легче соблюдаются условия сопряжения на межфазных границах и границах стыкующихся объёмов новой фазы.

Диффузионная пластичность осуществляется посредством направленной миграции по объёму и поверхности кристалла точечных дефектов кристаллич. решётки - вакансий и межузельных атомов. Те и другие зарождаются и аннигилируют на свободных поверхностях, межфазных и межзёренных границах, на дислокациях. Вакансии преим. образуются в растянутых областях, откуда мигрируют в области сжатия. Диффузионный поток межузельных атомов идёт в обратном направлении. Диффузионная П. к. заметна лишь при высоких гомологич. темп-pax В области низких и умеренных темп-р ова проявляется только в спец. условиях, напр. при корпускулярном облучении кристалла, когда в нём возникает большая концентрация неравновесных вакансий и межузельных атомов. При диффузионной П. к. предел текучести, предельная деформация до разрушения, др. пластич. характеристики с высокой степенью точности изотропны и не зависят от ориентации кристаллич. решётки относительно гл. осей тензора напряжений.
Осн. вклад в диффузионную П. к. дают вакансии, т. к. энергия их образования существенно меньше, чем энергия образования межузельных атомов. Если в узлах решётки располагаются атомы разных сортов, вакансии могут образовывать с нек-рыми из них связанные состояния, комплексы "вакансия - атом", и мигрировать по кристаллу в составе таких комплексов. Этот эффект затрудняет диффузионную П. к., причем в случае образования малоподвижных комплексов очень сильно. Кроме того, он приводит к пространственному перераспределению атомов: те из них, что входят в состав комплексов, сегрегируют на вакансионных стоках, затягиваются в области сжатия, уходят из растянутых областей.

Краудионная пластичность. В резко неоднородных полях больших сжимающих напряжений при низких гомологич. темп-pax в областях высокосовершенной кристаллич. структуры могут возникать динамич. краудионы - одномерные сгущения в цепочках атомов, располагающихся вдоль плотноупакованных направлений. Зарождение и распространение их по кристаллу лежит в основе краудионной П. к. Пробег динамич. краудионов невелик - они эффективно рассеиваются даже на незначит. отклонениях атомов из узлов кристаллич. решётки. По этой причине краудионная П. к. охватывает локальные области кристалла. Обычно её наблюдают вблизи места вдавливания индентора в малопластичных материалах.

Межзёренная пластичность. В поликристаллах, деформируемых в высокотемпературной области ( 0,5), при нек-рых скоростях нагружения обнаруживается межзёренная П. к. Она реализуется за счёт проскальзывания зёрен, как целое, по границам сопряжения. Проскальзывание имеет две причины. Первая - интенсификация дислокац. и диффузионной П. к. в узкой приграничной зоне, где скапливаются дислокации, не сумевшие преодолеть границу. Вторая причина связана с явлением делокализации ядер дислокаций, попавших на границу из объёма зерна. В процессе делокализации атомная структура дислокац. ядра теряет свою устойчивость и способна к направленной перестройке даже при незначит. сдвиговых напряжениях. Если пластич. деформация идёт с такой скоростью, что на участки границы, охваченной делокализацией, за характерное время этого процесса попадает одна дислокация из объёма прилегающих зёрен, вся граница становится неустойчивой. Подобный механизм проскальзывания реализуется в условиях структурной сверхпластичности, когда на долю межзёренных сдвигов приходится до 80% общей деформации образца.
Влияние дефектов кристаллического строения на пластичность. П. к. полностью определяется дефектами строения кристаллич. решётки. Подвижные дефекты являются носителями элементарных актов пластич. деформации. Направленное перемещение по кристаллу вакансий, межузельных атомов, краудионов, дислокаций, двойниковых и межфазных границ вызывает в нём массолерепос, необратимое изменение размеров и формы. Чем легче происходит движение этих дефектов, тем сильнее влияет на него поле напряжений, тем выше П. к. Роль неподвижных дефектов зависит от вида пластичности. При дислокац. пластичности любые неподвижные дефекты затрудняют протекание пластич. деформации, т. к. в большей или меньшей мере все они тормозят движение дислокаций.
Исходное распределение дефектов полностью определяет предел текучести и особенности нач. стадий пластич. течения кристалла. В дальнейшем влияние исходной структуры ослабевает, поскольку по мере деформирования она постепенно заменяется новой, возникающей в ходе размножения и перестройки дефектов - носителей пластич. деформации. При дислокац. П. к. закономерно эволюционирует дислокац. структура кристалла. Плотность дислокаций с ростом деформации нарастает вплоть до высоких, порядка 10¹¹ см^-2, значений. При этом из-за сильного междислокац. взаимодействия в ансамбле дислокаций возникают коллективные формы движения. В случае неоднородного распределения дислокаций коллективные формы движения реализуются в виде пластич. ротаций, заключающихся в поворотах отд. участков кристалла как целого. Структурными носителями пластич. ротаций являются дефекты дисклинац. типа - оборванные границы раз-ориентации и стыковые дисклинации. С движением этих дефектов связано развитие ротац. мод пластичности. Вклад ротац. мод в общую П. к. увеличивается с ростом деформации и приводит к фрагментации кристалла - разбиению его на микроскопические (размером 0,2 - 0,5 мкм) области, разориентировки к-рых увеличиваются с ростом деформации примерно по линейному закону

где - величина деформации, с к-рой началась фрагментация кристалла; - геом. коэф. - в радианах; и - истинные логарифмич. деформации. В высокопластичных материалах разориен-тировки между фрагментами могут достигать неск. десятков градусов, при этом сами фрагменты очищаются от дислокаций и становятся высокосовершенными монокристаллич. областями (рис. 6). В кристаллах, подверженных деформац. двойникованию, фрагментируется не только матрица, но и внутр. объёмы двойников, в результате чего структура после больших деформаций представляет собой сложную смесь сильно и неоднородно разориентированных микрообластей. Явление фрагментации обладает большой общностью. Оно наблюдается независимо от исходной структуры и типа кристаллич. решётки, при любом практически осуществимом упругонапряжённом состоянии деформируемого кристалла, при разных темп-pax и скоростях нагружения. Единств. условием фрагментации является достижение достаточной величины деформации Т. о., поздние стадии дислокац. П. к. всегда развиваются на фоне фрагментации кристалла. Это обусловливает её осн. особенности: пространственную неоднородность и локализацию течения, выраженную склонность к потере устойчивости в микро- и макрообъёмах, в снижении деформирующего напряжения при сверхбольших деформациях, наконец, в формировании текстуры деформации, т. е. в появлении статистически выделенных кристаллографич. ориентации в ансамбле микрообъёмов, на к-рые разбивается деформируемый кристалл.

Рис. 6. Фрагментированная структура Мо при = 1,6.

Закономерности эволюции дислокац. структур в деформируемых кристаллах предопределяют механизмы исчерпания П. к. В нагруженном кристалле одновременно идут процессы активной и аккомодационной пластич. деформации. Первый заключается в перемещении дислокаций под действием внеш. напряжений Он сопровождается возникновением и ростом поля внутр. напряжений в тех микрообъёмах, где скапливаются подвижные дислокации. Второй процесс сводится к зарождению и перемещению дислокаций в иоле Он сопровождается рассасыванием и перераспределением скопившихся дислокаций, снижением уровня До тех пор, пока дислокац. структура может легко перестраиваться, уровень внутр. напряжений, создаваемых в ней, существенно не увеличивается и пластич. деформация может продолжаться без нарушения сплошности материала. Однако по мере эволюц. развития структуры её аккомодац. возможности становятся всё меньше и меньше, так что на нек-ром этапе деформации скорость накопления внутр. напряжений становится больше, чем скорость их пластич. релаксации. В такой - критич. структуре возникают первые разрывы сплошности. Накопление и слияние их приводит к образованию макротрещины и разрушению образца.
Тип критич. структуры определяется соотношением между скоростью активной и аккомодационной пластич. деформациями. Поскольку - термически активируемая и структурно-чувствит. величина, тип критич. структуры при заданной зависит от темп-ры испытания, вида упругонапряжённого состояния и отчасти исходной структуры. В материалах со слабой температурной зависимостью(напр., металлы с ГЦК решёткой) критич. структура совпадает с развитой фрагментиров. структурой. Поэтому для разрушения их всегда требуется большая пластич. деформация, в ходе к-рой и формируется критич. фрагментиров. структура. В материалах с выраженной температурной зависимостью (металлы с ОЦК решёткой, ковалентные кристаллы) критич. структура варьирует от исходной (хрупкое разрушение) до хорошо развитой фрагментированной (рис. 6) структуры (вязкое разрушение). Однако даже в случае высокопластичных материалов первые зародышевые микротрещины образуются хрупко. Они имеют характерный вид силовых микротрещин, располагаются в стыках фрагментов и раскрываются вдоль их границ (рис. 7). Лишь после достижения нек-рого критич. размера, определяемого температурно-скоростным режимом деформации, зародышевые микротрещины затупляются и превращаются в поры, рост и объединение к-рых приводит к вязкому разрушению с образованием чашечного излома (рис. 3).

Рис. 7. Зародышевая микротрещина (в кружке) в пластически деформированном кристалле Мо.

Понимание природы и микромеханизмов П. к. позволяет построить развёрнутую физ. теорию этого явления, даёт возможность не только качественно, но и количественно описывать разл. его аспекты: предел текучести, деформац. упрочнение, предельную деформацию, разрушающее напряжение, зависимость скорости пластич. деформации от темп-ры и напряжения, развитие морфологич. и кристаллографич. текстур, др. стороны процесса деформирования.

Лит.: Xоникомб Р., Пластическая деформация металлов, пер. с англ., М., 1972; Xирт Дж., Лоте И., Теория дислокаций, [пер. с англ.], М., 1972; Орлов А. Н., Введение в теорию дефектов в кристаллах, М., 1983; Рыбин В. В., Большие пластические деформации и разрушение металлов, М., 1986.

В. В. Рыбин.

   <<      Предметный указатель      >>