книги / Разрушение твердых тел

Детальный обзор различных механизмов прерывистого по­ перечного скольжения должен представлять скорее историче­ ский, чем практический интерес. На рис. 3 схематично показан принцип образования экструзий при участии поперечного сколь­ жения. Согласно Мотту [41] (рис. 3, б), при изменении знака на­ пряжения становится возможным движение винтовой дислока­ ции в области петли. В первую половину цикла она движется к одной стороне петли, пересекает плоскость скольжения, а во вто­ рую половину цикла возвращается назад. В зависимости от ха­ рактера и направления движения такая движущаяся по окруж­ ности винтовая дислокация может создавать либо экструзии, либо интрузии. Исходя из первоначального предположения, тре-

Рис. 3. Образование рельефа в результате поперечного скольжения:

а — основная схема развития локализованных экструзий н интрузий в результате дей­ ствия первичного и поперечного скольжения; б — процесс экструзии по Мотту [41]; в — быстрое образование экструзии в результате действия дислокационного источ»ика [32}

щина образуется в результате экструзии, которая выдавлена из поверхности после того, как процесс взаимодействия дислока­ ций, ведущий к образованию трещин, рассмотренный Фудзита [23], создает пустоту у основания экструзии. С другой стороны, экспериментальным данным по быстрому образованию рельефа поверхности при усталости больше соответствует механизм, по­ казанный на рис. 3, в [33, 40]; здесь на каждой половине цикла попеременно действуют источники разных знаков, дислокации из которых в результате поперечного скольжения проходят неко­ торый путь между нагромождениями. В обоих случаях трудно объяснить аккомодацию накопленного материала под поверх­ ностью при образовании глубоких интрузий. В работе [38] пред­

152

объяснение насыщению деформационного циклического упроч­ нения, заключающееся в том, что дислокации на определенной стадии деформирования начинают двигаться по замкнутому кон­ туру, т. е. совершают движение по одному и тому же пути (как это предполагается в модели Мотта) без размножения.

При усталости медных и алюминиевых монокристаллов не­ трудно найти корреляцию между характеристиками упрочнения и изменениями рельефа поверхности [31—33]. Объяснение этой связи также более или менее ясно, если исходить из изложен­ ных выше идей о поперечном скольжении. При определенных условиях по насыщению упрочнения (при наличии свободной по-

Рис. 4. Характеристики упрочнения монокристаллов чистой меди; зависимость амплитуды изгибающего момента от числа циклов; ориентация показана в треугольнике. Полная амплитуда дефор­ мации равна 0,2 %

верхности) можно заключить о возникновении зародышей уста­ лостных трещин; это указывает на раннее появление усталост­ ных трещин, так как насыщение в упомянутых выше работах наблюдалось уже после 0,1— 1,0% полной долговечности. Нуле­ вое результирующее упрочнение (насыщение) и прерывистое (одностороннее) скольжение приводит к локализации скольже­ ния и образованию в результате этого интенсивных полос де­ формации, в которых находятся усталостные трещины и наблю­ дается развитие экструзий и интрузий. Отжиг, проведенный до достижения насыщения упрочнения, задерживает наступление этой конечной стадии; рельеф повреждений устраняется и мо­ мент начала образования зародышей трещин соответственно за­ держивается [31, 49]; в случае алюминия частота проведения та­ ких отжигов должна быть большой, ибо насыщение упрочнения алюминия происходит весьма быстро — примерно в 20 раз бы­ стрее, чем у меди, где эффект задержки образования зародышей трещин особенно резко выражен. Проведение таких эксперимен­ тов достаточно затруднительно, но при соблюдении условий, представленных на рис. 4, можно продлить период до зарожде-

154

ния трещин в монокристаллах меди (в печупкта^ менных отжигов при 500° С после каждых 500 пи!п кРа™0ВРе‘

ции) от 104 до более 4-104 циклов [491 Если п! КЛ0В деФ°Рма'

насыщения упрочнения прервать циклическое нагрТжениГГпщГложить повышенное напряжение (изгиб, кручение истирание и т. д.), то при последующем продолжении цинического дефор мирования в тех же условиях, что и до его прекращения проис­ ходит заметное деформационное разупрочнение в результате по­

более прямое подтверждение точки зрения, связывающе^дефор” мационное разупрочнение с поперечным скольжением при кото­ ром происходит аннигиляция дислокаций, введенных ’ повышен­

ным напряжением [50, 51]; по существу вредная активизация прерывистого (одностороннего) скольжения происходит в ре­ зультате ускорения поперечного скольжения. В других работах последнего времени, посвященных исследованию монокристал­ лов меди, показано, что величина напряжения, необходимого для развития усталостных бороздок на поверхности образца и деформационное разупрочнение после предварительной дефор­ мации растяжением имеют ту же зависимость от температуры

что и напряжение перехода от II к III стадии диаграммы деформации (тп_ш) [52—53].

Энергия дефектов упаковки. Если поперечное скольжение происходит в результате того, что дислокации изменяют плоскость скольжения, то все такие результаты подчеркивают роль энергии дефектов упаковки у как параметра, контролирующего образование зародышей трещин. Если условием поперечного скольжения является активируемая напряжением и температу­ рой рекомбинация ( стягивание) расщепленных дислокаций, то снижение энергии дефектов упаковки и увеличение расстояния между частичными дислокациями, приводящее к возрастанию активируемого объема, должно вызвать повышение сопротивле­ ния образованию зародышей трещин. Некоторые сопоставления меди (у ~ 40 мдж/м2) и алюминия (у ^ 200 мдж/м2) подтверж­ дают высказанную идею. Описанные ниже эксперименты были запланированы вначале с целью проверки этой идеи.

Исследования системы Си—А1

Материалы и методика исследования. Л4ожно предположить, что величина энергии дефектов упаковки одновалентных г. ц. к. металлов при введении в твердый раствор многовалентных эле­ ментов должна снижаться и приближается к нулю при возраста­ нии электронной концентрации до 1,4 [54]. Вилан ,[55] развил ме­ тод определения энергии дефектов упаковки для величин, не превышающих 30 мдж/м2, основанный на измерении кривизны

155

растянутых узлов дислокаций с помощью электронной микро­ скопии, «на просвет». Сванн [56] в последние годы осуществил такие измерения для ряда различных твердых растворов на ос­ нове меди. В свете данной работы особый интерес представляют твердые растворы алюминия в меди, так как выращивание кри­ сталлов равномерного состава в этом случае весьма облегчает­ ся высоким коэффициентом распределения ( —0,88). Все исполь­ зованные в настоящей работе материалы принадлежали к этой системе; значения у, взятые из измерений Сванна, воспроизведе­ ны на рис. 5.

Медь чистотой 99,999% и алюминий чистотой 99,99% сплав­ ляли в графитовых лодочках индукционным методом в вакууме. Слитки обжимали вхолодную на 50% по сечению и обрабатыва­ ли механически для получения монокристаллов и отжигали для получения поликристаллов. Все слитки подвергали химическому анализу, при этом медь определяли электролитически, а алюми­ ний — по разности; содержание алюминия указано в процентах по массе; при обсуждении сплавы называются по их номиналь­ ному составу.

Монокристаллы выращивали в атмосфере азота в печи с вер­ тикальным градиентом температур в графитовых тиглях при ско­ рости роста порядка 5 мм/ч. Колебание состава на расчетной длине образцов не превышало 0,5%. Затравки не применяли; ориентации полученных кристаллов определяли с точностью до 2° методом обратного отражения рентгеновских лучей; они по­ казаны на рис. 6. Кристаллы обладали, как это показали лауэграммы, высоким совершенством. На рис. 6 представлены также результаты измерения критического приведенного касательного напряжения.

Размеры моно- и поликристаллических образцов даны на рис. 7. Суженную рабочую часть у монокристаллов получили после их выращивания электрообработкой [57] и завершающей электрополировкой в 30%-ном растворе ортофосфорной кисло­ ты. Все кристаллы, кроме одного, были ориентированы перед обработкой так, что направление первичного скольжения лежа­ ло в плоскости, параллельной оси образца и перпендикулярной поверхностям максимальных измеренных напряжений. Средний

1000°С (точное значение температуры определяли в зависимо­

сконструированная машина для их испытаний уже была описа-

156

Электронная к он ц ен трац и я , з л / а т

Рис. 5. Зависимость энергии дефектов упаковки от содержания алюминия в сплаве на основе меди по Сванну {56]

Рис. 6 . Зависимость критического приведенного каса­ тельного напряжения от содержания алюминия в спла­ ве на основе меди. Точки получены расчетным путем в соответствии с предположениями, изложенными в [321, исходя из данных по изгибающему моменту при уста­ лости. Ориентация кристаллов показана в треуголь­

нике:

1 — растяжение; 2 — усталость

Монокристаллы