Реальные критические напряжения, вызывающие появ­ление пластической деформации, на несколько порядков ниже тео­ретических. Такое несоответствие привело к мысли о том, что сдвиг атомов происходит не одновременно по всей плоскости скольжения, а последовательно распространяясь от места нарушения структуры в глубь металла. Этот процесс, как и многие другие, хорошо объяс­няется с точки зрения теории 'Т несовершенств металла, или

теории дислокаций.

Рассмотрим подробнее на­иболее важные виды дислока­ций и их свойства.

Виды дислокаций. В ме­таллических кристаллах на-

Вектор сдвига Рис. 14. Схема построения вектора Бюргерса для линейной дислокации.

иболее часто встречаются линейные и винтовые дислокации (рис. 13).

Можно представить себе, что линейные дислокации возникают в результате введения в идеальную кристаллическую решетку до­бавочных атомных плоскостей Р—Q и Р'—Q', перпендикулярных к плоскости чертежа (рис. 13, а). Если добавочная атомная плос­кость {экстраплоскость) введена над плоскостью скольжения А—С, то образующаяся в таком случае линейная дислокация Считается положительной и обозначается _1_. Введение экстраплоскости под плоскостью скольжения дает отрицательную линейную дислока­цию, обозначаемую знаком Т.

Знак дислокации имеет существенное значение. Если, напри­мер, две дислокации разных знаков, изображенные на рис. 13, а, совместить таким образом, чтобы их экстраплоскости совпали, то,
очевидно, они взаимно уничтожатся. Совмещение же однозначных дислокаций не приведет к их исчезновению. Линейная дислокация не обязательно должна быть прямой, чаще она представляет собой замкнутую петлю, спираль и т. п.

Строение винтовой дислокации можно представить следующей схемой. Если мысленно надрезать кристалл плоскостью Q и сдви­нуть надрезанные концы на одно межатомное расстояние (рис. 13, б), то расположенные горизонтально атомные плоскости изогнутся и создадут винтовую поверхность вокруг линии D—D. Следуя в направлении стрелки отточки d по первой атомной плоскости, мы придем в точку с на второй атомной плоскости и так далее по вин­товой линии до нижней поверх­ности кристалла.

Для характеристики дислока­ции введено понятие вектора сдвига (вектор Бюргерса), с по­мощью которого оценивают вели чину искажения решетки, а следо­вательно, и энергию искажения.

Чтобы пояснить это, построим кон­тур линейной дислокации, отсчи­тывая от точки а одинаковое ко­личество атомов последовательно вниз, вправо, вверх и влево (рис.

14). Получим незамкнутый контур acdef. Для замыкания контура нужно от точки f провести вектор_ в точку а — это и будет век­тор сдвига. Обычно его обозначают Ь. Аналогичным путем можно построить вектор Бюргерса и для винтовой дислокации.

С помощью вектора сдвига можно определить силы, необходи­мые для перемещения дислокации, энергию ее и т. п. Вектор Бюр­герса обладает некоторыми особенностями, знание которых позво­ляет производить с ним математические операции. К числу наибо­лее важных особенностей относятся следующие:

1) величина вектора Бюргерса вдоль линии дислокации оста­ется постоянной;

2) вектор Бюргерса всегда направлен по нормали к линейной дислокации и параллелен винтовой;

3) вектор Бюргерса для контура, охватывающего несколько дислокаций, равен геометрической сумме их векторов.

Перемещение дислокаций. При изменении напряженного состоя­ния кристалла дислокации могут сравнительно легко перемеща­ться по его объему. При этом возможны два случая перемещения дислокаций: скольжение и диффузионное перемещение.

Механизм перемещения линейных дислока­ций путем скольжения можно проследить на рис. 15. В начальный мдмент экстр арлоскость Q—Q испытывает усилия со стороны обеих граничащих с ней нормальных атомных плоскостей

и потому' находится в равновесном состоянии. При увеличении напряжения достаточно незначительного перемещения атомов, чтобы она превратилась в обычную атомную плоскость. Теперь экстра­плоскостью станет уже соседняя плоскость Q’—Q', которая также находится в равновесии, а дислокация переместится на одно меж­атомное расстояние. При достаточной величине напряжения этот процесс может повторяться много раз до тех пор, пока дислокация

не дойдет до поверхности кристалла, где образуется ступенька в одно межатомное расстояние (точнее, в один вектор сдвига).

Процесс движения дислокации осуществляется очень легко, так как при этом происходит не передача масс, а только незначи­тельное перемещение одного ряда атомов. При таком, несколько упрощенном представлении о механизме движения дислокации, ее перемещение должно происходить вообще без дополнительной затраты энергии, поскольку при любом положении экстраплоскости силы, действующие на нее с одной и другой стороны, равны.

На самом деле для каждого акта перемещения дислокации нужно преодолеть определенный энергетический барьер. Поэтому для скольжения дислокации требуется некоторое минимальное напря­жение тр. Величину этого напряжения приближенно определяют по формуле

2r. iu

тр = QeT кГ/мм2, (11.5)

где b — вектор Бюргерса, мм;

G — модуль сдвига, кГ/мм2;

to — ширина дислокации, мм;

е — основание натуральных логарифмов.

Перемещение винтовых дислокаций происходит несколько слож­нее, но по тому же принципу и так же легко, как и линейных дисло­каций. Схема перемещения винтовой дислокации показана на рис. 16: рис. 16, а соответствует начальному состоянию, при котором эта дислокация расположена в пределах рядов 3—6; рис. 16, б — измененному положению дислокации, сместившейся на одно меж­атомное расстояние влево.

Диффузионное движение дислокаций про­исходит сравнительно медленно, как и вообще все процессы, свя-

занные с диффузией. Так могут перемещаться только линейные дис­локации. Предположим, что вследствие диффузии край экстра­плоскости Q—Q (рис. 15) приобретает новые ряды атомов или, наоборот, теряет их. В первом случае дислокация будет переме­щаться вниз, в глубь металла, тогда как во втором она постепенно уходит вверх и может вообще выйти на поверхность кристалла и вы­рваться в окружающее пространство. При комнатной температуре процессы диффузионно­го перемещения дисло­каций протекают мед­ленно и не имеют боль­шого значения, но с уве­личением температуры они быстро активизиру­ются.

В реальных условиях чаще всего встречаются дислокации смешанного типа, одни участки ко­торых являются линей­ными, а другие — вин­товыми. Так, дислока-

Рис. 17. Дислокационная петля.

ционную петлю (рис. 17) можно представить как дислокацию сме­шанного типа. При указанном направлении вектора сдвига участок Л і является положительной, а А2 — отрицательной линейной дислокацией. Соответственно участки Вг и В„ представляют собой правую и левую винтовые дислокации. На участках СьСг, С3,С4 имеет место дислокация смешанного типа (рис. 18).

Образование дислокаций происходит: 1) в процессе первичной кристаллизации металла; 2) при срастании отдельных кристаллов; 3) путем превращения скопления вакансий в дислокацию; 4) из ис­точников Франка — Рида.

Иногда в самом процессе первичной кристаплизации какая-либо причина заставляет атомы укладываться так, что они создают
дислокации. Если, например, представить себе кристалл в виде винто­вой дислокации, то на его поверхности постоянно будет образовыва­ться ступенька, в углу которой наиболее вероятно будет удержи­ваться атом (рис. 19). При достраивании в угол атом удерживают связи трех атомных плоскостей, тогда как в других случаях — только одной

Возможны и другие схемы кристаллизации, приводящие к воз­никновению дислокаций. Например, при срастании зерен или бло­ков, расположенных под небольшим углом 6 друг к другу, на гра­нице их, как правило, появляется цепочка линейных дислокаций (рис. 20). В этом случае рас­стояние D между дислока­циями почти постоянно, так как зависит лишь от пара­метра решетки кристалла

Рис. 19. Образование винтовой ди - Рис. 20. Образование цепочки линейных слокации при кристаллизации. дислокаций в процессе кристаллизации.

йиуглаб. Из геометрических соображений очевидно, чтоD —

или, поскольку угол 0 мал, D — ^ .

Дислокации возникают также в результате появления вакант­ных узлов в кристаллической решетке и объединения их в колонии. Цепочка вакансий образует своеобразную полость, которая при соответствующих условиях может сомкнуться и дать две или боль­шее число дислокаций.

Наибольшее значение для понимания процессов пластической деформации имеет возникновение дислокаций под действие^ внеш­ней нагрузки. При нагружении образца или изделия напряжения в нем повышаются и вызывают появление дислокаций. Механизм этого процесса, описанный Франком и Ридом, заключается в сле­дующем. Предположим, что в плоскости чертежа расположена ли­нейная дислокация длиной /, концы которой закреплены в точках DuD' (рис. 21, о). При увеличении напряжения дислокация D—D' начинает выгибаться. В начальный момент радиус г кривизны дис­

локации велик, поэтому для дальнейшего ее изгиба требуются сравнительно малые напряжения, так как

X = ~ кг/мм2, (II.6)

где О — модуль сдвига, кГ/мм2;
b — вектор Бюргерса, мм.

С увеличением напряжения радиус кривизны уменьшается до тех пор (рис. 21,6), пока дислокация не примет форму полуокруж-

Рис. 21. Образование дислокаций из источников Франка — Рида.

ности [г — ~2) • Максимальным (критическим) напряжением в этом a. G6

случае, очевидно, будет Ткр = у. из чего следует, что с увели­чением размеров источника Франка — Рида критическое напряжение уменьшается, а с уменьшением — растет. Дальнейшее развитие дислокации связано с ростом радиуса кривизны (рис. 21, в) и потому может происходить без увеличения напряжения — самопроизвольно. Как только правая и левая части дислокации сомкнутся в точке А (рис. 21, г), она разделится на наружную дислокацию, которая примет форму окружности, и внутреннюю, которая возвратится в исходное положение (рис. 21, д). При достаточном напряжении этот процесс может повториться много раз. Каждая наружная дислока­ция, если она не встречает на своем пути препятствий, распростра­няется до поверхности кристалла и вызывает пластический сдвиг атомных плоскостей на один вектор Бюргерса.

В реальном металле всегда есть препятствия распространению дислокаций в виде других дислокаций, расположенных вне плос­кости скольжения, или различного рода включений ит. п. Останов­ленные дислокации оказывают сильное влияние друг на друга, а также на источник Франка — Рида, в результате чего действие его прекращается до тех пор, пока не повысится напряжение. Боль­шое число задержанных или вышедших на поверхность металла дис­локаций образует полосу скольжения. Такие полосы можно наблю­дать на поверхности пластически деформированного образца под микроскопом, а иногда и невооруженным глазом.

Препятствия движению дислокаций. В связи с тем, что в реаль­ных кристаллах движение дислокаций затруднено различного рода препятствиями, действительное напряжение, при котором происхо­дит перемещение дислокаций, оказывается выше теоретического и в значительной степени зависит от количества, размеров препят­ствий и их природы. Вследствие этого действительное напряжение, необходимое для возникновения сдвига, может изменяться в ши­роких пределах. Наиболее существенными препятствиями стано­вятся дислокации, расположенные в различных плоскостях сколь­жения, чужеродные атомы, входящие в твердый раствор, вторич­ные фазы, выделенные в виде самостоятельных кристаллических образований, границы зерен и др.

Увеличение числа дислокаций в объеме металла может повы­шать критическое напряжение сдвига и тем самым упрочнять ме­талл. Кроме чисто силового воздействия дислокаций друг на друга, приводящего к торможению их движений, есть и другие задержи­вающие факторы.

Увеличение числа чужеродных атомов в металле весьма суще­ственно затрудняет движение дислокаций и увеличивает крити­ческое сопротивление сдвигу. Это обстоятельство является одной из причин повышения прочности металлов при их легировании элементами, образующими твердый раствор, например угле­родом.

Отдельные частицы вторичной кристаллической фазы представ­ляют собой механическое препятствие распространению дислока­ционных волн. Наличие в металле частиц кристаллической вторич­ной фазы обычно затрудняет пластический сдвиг, повышает проч­ность и твердость сплава.

Влияние величины зерна на характер перемещения дислокаций проявляется прежде всего в том, что крупнозернистый металл отли­чается большими размерами дислокаций и значительной длиной источников Франка — Рида. Эти источники начинают генериро­вать дислокации при меньших значениях напряжений. Кроме того, проходя через объем поликристалла, дислокации встречают мень­шие сопротивления в случае более крупных кристаллов, так как границы зерен обычно содержат скопления инородных включений и дислокаций.

Некоторые способы упрочнения металла как раз и осноданы на

N

создании препятствий перемещению дислокаций. Одним из таких способов является упрочнение наклепом. В ходе пластической де­формации создается так много дислокаций, что они мешают друг ДРУП'. повышают сопротивление сдвигу, затрудняют протекание пластической деформации. На кривой растяжения этот процесс изображается участком от — щ.

Зависимость сопротивления сдвигу (критического напряжения сдвига) от плотности р дислокаций представлена на рис. 22. При малом количестве дислокаций увеличение их числа резко снижает сопротивление сдвигу до некоторого минимального значения, со­ответствующего критической плотности дислокаций Ркр Пслі2 (учас­ток ас). Дальнейшее повышение плотности отвечает упрочнению при наклепе (участок cd). Значение рКр со­ставляет приблизительно 107—108 дислока­ций на 1 см2 и относится к хорошо отож­женным металлам.

Из рис. 22 видно, что гораздо более эффективно упрочнение металлов за счет уменьшения числа дислокаций, однако в этом отношении сделано еще очень мало.

Существующие методы производства ме­таллов дают количество дислокаций, боль­шее критического, поэтому для упрочне­ния металлов пока - более доступен путь увеличения числа дислокаций. Уменьше­ние числа несовершенств в строении метал­ла достигается при многократных его пе­реплавах (элсктрошлаковом, электронно-лучевом, вакуумном и др.).

Общая схема процесса пластической деформации металлов. В поликристаллическом образце отдельные кристаллы ориентиро­ваны по отношению к действующему на них усилию произвольно. В то же время в каждом из них есть плоскости наиболее легкого сдвига. Поэтому в процессе нагружения перемещение дислокаций начинается неодновременно и происходит прежде всего в тех кри­сталлах, где направление плоскостей сдвига случайно совпадает с направлением максимального тангенциального напряжения. При этом дислокации, уже имеющиеся в этих плоскостях к моменту на­чала нагружения, движутся К границам кристаллов и к поверхно­сти образца.

Вместе с тем, наиболее крупные источники Франка — Рида на­чинают генерировать дислокации. Это продолжается до тех пор, пока остановленные у препятствий дислокации не «закупорят» ис­точники и не прекратят их действие. Дальнейшее повышение напря­жений вновь активизирует эти источники; кроме того, дислокации начинают образовывать источники меньших размеров. Этот процесс происходит теперь не только в плоскостях, совпадающих по направ­лению с максимальным тангенциальным напряжением, но и в других, ориентированных более или менее благоприятно. Постепенно

(

образуется объемная сетка дислокаций, расположенных преимущест­венно по границам зерен и блоков. /

Повышение плотности дислокаций увеличивав/их давление на препятствия, в результате чего может произойти разрушение по­следних. Если этого не случится, дислокации обходят препятствие и продолжают свое движение к поверхности образца. Некоторые остановленные дислокации оказываются закрепленными по концам и превращаются в новые источники Франка f— Рида.

В процессе нагружения отдельные дислокации взаимодействуют друг с другом, взаимно уничтожаются или объединяются в коло­нии и группы. При достаточном напряжении группы дислокаций вы­ходят на поверхность образца, в результате чего появляются линии скольжения. Направление этих полос определяется направлением минимальной затраты энергии и зависит как от типа кристаллогра­фической решетки металла, так и от его поликристаллического строения.

Таким образом, пластическую деформацию поликристалличе­ского образца или детали следует рассматривать как результат эле­ментарных сдвигов, происходящих в отдельных кристаллах вслед­ствие развития и перемещения дислокаций, а также других несо­вершенств кристаллической решетки металла.