книги / Разрушение твердых тел
..pdfпротиворечия здесь нет, если учесть, что источники дислокаций в плоскостях поперечного скольжения могут стать активными лишь в результате совместного действия на эти источники приве денного напряжения от приложенных сил и от дислокаций, дви жущихся в плоскости первичного скольжения. Исходя из этого, можно считать, что система 'поперечного скольжения может быть действительно второй предпочтительной среди многих других ори
ентаций. Аргументация этого положения приведена в работе Эвери и других.
Окончательный результат такого активируемого напряжени ем поперечного скольжения такой же, как и разнообразных тер-
|
Рис. 12. Различные возможности |
поперечного |
скольжения: |
|
а — переход скольжения с одной плоскости на |
другую после |
рекомбинации |
дислокаций |
|
в месте |
пересечения плоскостей; б — поперечное скольжение, активированное напряже |
|||
нием, в |
результате действия источников в обеих |
плоскостях с |
аннигиляцией |
дислокаций |
|
в месте пересечения |
плоскостей |
|
|
мически активируемых переходов дислокаций из одной плоско сти в другую, но здесь уже не требуется переход отдельных дислокаций из первичной системы скольжения в плоскости по перечного скольжения. Вместо этого петли дислокаций, движу щиеся в обеих системах скольжения, могут взаимно аннигилиро вать при встрече в месте персечения плоскостей первичного и вторичного скольжения, в результате чего вблизи «угла» (линии пересечения систем скольжения) образуются ступеньки, как это показано на рис. 12,6. Однако при этом явным образом не учи тывается энергия дефектов упаковки; это приводит к заключе нию, что по мере повышения прочности кристалла активируется все меньшая часть источников поперечного скольжения и поэто му в кристаллах сплавов следы поперечного скольжения встре чаются реже, но должны быть более четко выраженными. Даль нейший анализ показывает, что поперечное скольжение может происходить на начальных стадиях упрочнения мягких кристал лов, но не может быть выявлено из-за того, что оно является тонким и его распределение имеет диффузный характер. Инте-
1 1 * |
163 |
ресно также отметить, что скорость развития экструзий по поло сам скольжения в монокристаллах меди изменяется приблизи тельно пропорционально напряжению в системе Поперечного скольжения. Это указывает на возможность активации под дей ствием напряжения источников в плоскости Поперечного сколь жения {40].
Поперечное скольжение может действовать на весьма раннцх стадиях усталости, поэтому оно не может быть достаточным ус ловием для быстрого зарождения прерывистого скольжения. Трещины могут располагаться вдоль этой плоскости поперечного скольжения (как будет показано ниже), и это могло бы быть необходимым условием развития обычной усталости, однако за рождение трещин (даже при отсутствии динамического возвра та) также начинается значительно раньше, чем образование полос скольжения или быстрое изменение рельефа поверхности. Это положение следует увязать с многостадийным характером упрочнения. При этом представления о I и II стадиях деформа ции при растяжении не изменяются, за исключением необходи мости учета добавочного, активируемого напряжением, попереч ного скольжения; однако переход от стадии II к стадии III можно теперь связать с тем, что скользящие в поперечной си стеме дислокации начинают перерезать препятствия в этой плос кости, возникшие при быстром упрочнении — на стадии II. Пере резание препятствий становится возможным в результате дейст вия напряжения и термических флуктуаций и должно приводить к последней стадии (низкого) упрочнения — динамическому возврату. Интересно отметить, что при перерезании активиру емый объем должен быть меньшим, чем в случае обычно рас сматриваемой рекомбинации (стягивания) дислокаций, пред шествующей поперечному скольжению. Таким образом, сравни
тельно |
низкое напряжение |
перехода |
от |
стадии II к ^стадии III |
(^п-ш |
) может согласовываться с |
низкой энергией дефектов |
||
упаковки, так что величины |
последней, |
определенные из диа |
грамм деформации, должны быть соответственно уменьшены {60]. Очевидно, что в кристаллах сплавов, содержащих более 2% А1, даже в случае активируемого напряжением^ поперечного скольжения постепенно развивается неправильный рельеф от
беспорядочного скольжения.
При этом, как это можно видеть из серии снимков, сделан ных с кристаллов сплава меди с 7,5% А1 (рис. 13), преобладают следы первичного скольжения, но фиксируются и следы перехода от первичного к поперечному скольжению. В конечном счете в области довольно тупых «надрезов» (интрузий), образующих ся при циклическом скольжении (см. рис. 2), вдоль плоскостей первичного и поперечного скольжения начинают зарождаться трещины. Однако трудно отличить области, где происходит за рождение трещин, от других областей, в которых отсутствуют
164
благоприятные условия для деформации путем легкого скольже ния в связи с возрастанием скрытого упрочнения, ограничиваю щего возможности развития вторичного скольжения (отличного от поперечного скольжения) и образования барьеров (48); соот ветственно, динамический возврат должен быть незначительным, так же как не должно быть и сильной локализации поперечного скольжения, с которой, как можно предполагать, связаны раз личные механизмы «прерывистого» типа. Б то же время разли чие между плоскостями первичного и поперечного скольжения должно быть несущественным; можно считать, что плоскости по перечного скольжения образуют сплошную складчатую поверх ность, создающую следы сетчатого типа на поверхности кри сталла; появления трещин можно ожидать по любой по верхности.
Зарождение трещин в результате скольжения также нашло подтверждение в двух результатах упомянутых ранее опытов, проведенных на кристаллах сплава Си + 6% А1, у которых на правления первичного (и поперечного) скольжения совпадают с поверхностью максимальных напряжений. Число циклов инку бационного периода, во время которого не происходит зарожде ния трещин, возросло примерно в 16 раз, по сравнению с кри сталлами обычной ориентации. Кроме того, на поверхности вы являлись лишь следы скольжения по критической и сопряженной плоскостям, даже после того, как поверхность образца покрылась складками; при этом следы первичного скольжения выявляли по изменению наклона неровностей поверхности. Возможно, что дли на первичного направления (грубо говоря — ширина кристалла) ограничивает скольжение в этой системе, в результате чего вто ричная система скольжения вначале становится активной, а за тем по ней развивается скрытое упрочнение, препятствующее продолжению скольжения по первичной системе.
Степень и характер чувствительности к действию промежу точного повышения напряжения при усталости также позво ляет найти различие между процессами скольжения, в зависи мости от содержания алюминия. В чистых монокристаллах меди (быстрое зарождение трещин) наложение знакопеременного закручивания в перерыве испытания на усталость приводит к бы строму (мгновенному) повышению изгибающего момента при продолжении циклического нагружения и последующему посте пенному падению его (рис. 14, а). Это деформационное разупроч нение можно объяснить динамическим возвратом, возникающим в результате термически активируемого поперечного скольже ния; этот тип скольжения нужен для направленного зарождения трещин. Однако в сплаве, содержащем 6% А1 (замедленное за рождение трещин), промежуточное закручивание приводит к упрочнению (рис. 14,6), что не согласуется с теорией активно сти прерывистого скольжения.
166
Поликристаллические материалы. Поведение поликристалли-
ческих сплавов представлено в обобщенном виде на |
рис. 15. |
Вне зависимости от энергии дефектов упаковки число |
циклов |
до зарождения трещин остается постоянным. Электрополирова ние на глубину 12 мкм после 7000 циклов нагружения не выявило
Рис. |
14. |
Влияние |
промежуточной |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|||||||||
перегрузки и возврата на упроч |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
||||||||||||
нение при усталости. Влияние пе |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
||||||||||||
рерыва |
|
в |
испытании |
для |
одно |
Рис. |
15. |
Влияние |
энергии |
дефектов |
|||||||||||||
кратного |
закручивания |
|
на |
± 4 5 v' |
|||||||||||||||||||
|
упаковки |
|
на |
длительность |
периода |
||||||||||||||||||
у меди заключается во временном |
|
||||||||||||||||||||||
циклического |
нагружения до |
зарож |
|||||||||||||||||||||
увеличении |
момента; |
у |
|
сплава |
|||||||||||||||||||
( S 9 ) |
наблюдается |
устойчивое |
по |
дения трещин |
и на |
полную |
долговеч |
||||||||||||||||
ность поликристаллов |
сплава |
Си — |
|||||||||||||||||||||
вышение |
упрочнения. Перерыв без |
||||||||||||||||||||||
закручивания и отдых 24 ч при |
А1. Приведены также некоторые ре |
||||||||||||||||||||||
комнатной |
температуре |
приводит |
зультаты |
измерений |
дебаевских |
ко |
|||||||||||||||||
к |
некоторому |
возврату |
(сниже |
лец (Р°) по рентгенограммам, полу |
|||||||||||||||||||
нию) |
|
|
изгибающего |
|
моменту |
ченным от поверхности образцов пос |
|||||||||||||||||
|
|
у сплава |
Си + 7,5% |
А1: |
на |
|
ле |
разрушения |
образца. |
|
|||||||||||||
а |
— чистая |
медь, |
закручивание |
Средний |
размер зерна |
~ 2 |
мм\ |
амп |
|||||||||||||||
|
|
|
±45° |
после 4000 циклов; |
|
литуда |
пластической |
деформации |
|||||||||||||||
<5 — Си + 6*/о А1, закручивание на ±45° |
е « |
0,15%. |
Приведен |
также |
резуль |
||||||||||||||||||
* — С и |
|
после 5000 |
циклов; |
|
|
|
тат |
одного |
испытания |
поликристалла |
|||||||||||||
+ |
7,5°/о А1, отдых 24 ч при ком |
||||||||||||||||||||||
натной |
температуре |
после |
6000 |
циклов |
|
из |
|
сплава |
Си -f 8 % |
Ni |
|
|
ни одной трещины, тогда как после 12000 циклов они наблюда лись во всех образцах. Такое раннее зарождение трещин резко отличается от числа циклов, необходимого для зарождения тре щин в монокристаллах ( ~ 1 0 5 циклов или более). Полная дол говечность поликристаллов, однако, возрастает с понижением энергии дефектов упаковки.
Стесненность деформации в отдельных зернах поликристал ла из-за окружающих зерен приводит к развитию многократного
скольжения. В зернах на поверхности образца степень стеснен ности деформации меньше, чем в расположенных в объеме; она также ослабевает и от границы зерна к его середине. В резуль тате этого отдельные зерна, а особенно — границы зерен, долж ны быть местами высокой локальной пластической деформации и напряжений; другое важное обстоятельство состоит в том, что упрочнение, вероятно, может достаточно свободно развиваться на стадии III, несмотря на низкую энергию дефектов упаковки. Два последних фактора совместно и определяют, по всей веро ятности, независимость процесса зарождения трещин от энергии дефектов упаковки; всем сплавам исследованной серии свойст венно поведение, характерное для чистой меди.
Изменения рельефа поверхности также аналогичны для по ликристаллов всех сплавов, но отличаются от изменений у моно кристаллов. В первом случае обычно образуются характерные для усталости полосы скольжения с интрузиями и экструзиями (рис. 16). Иногда встречаются толстые пакеты экструзий с плос кими краями, расположенные вдоль следов первичного и попе речного скольжения; кроме того, характер пересечения систем скольжения указывает на согласованное действие источников скольжения. Вдавливание алмазного индентора Кнупа в поверх ность образца дает на гранях отпечатка эффект, сходный с эф фектом клинового шлифа. Одна из таких картин приведена на рис. 16 и напоминает чистую медь [32, 33]. В многочисленных исследованиях наблюдались разнообразные виды деталей рель еф а— от тесно связанных бороздок скольжения до ведущих к разрушению экструзий по полосам скольжения. Однако величи на неровностей рельефа не имеет решающего значения для кине тики зарождения трещин: трещины могут быть найдены на лю бом участке.
Во всех материалах также весьма заметны двойники отжига и границы зерен, причем трещины либо идут по границам зерен, либо расположены весьма близко к ним. Многие исследователи обнаружили склонность границ зерен к образованию усталост ных трещин [28, 61—66]. Вероятно, в результате упрочнения узкие приграничные зоны вскоре приближаются к насыщению, развиваются бороздки скольжения и начинается образование трещин. На рис. 17 показаны примеры ранней локализации скольжения и конечного образования трещин. В сплавах, содер жащих не более 2% А1 (т — 20 мдж/м2), трещины располагают ся по границам зерен; в высоколегированных сплавах трещины приобретают более выраженные кристаллографические направ ления, хотя также часто примыкают к границам. Причины тако го различия можно искать в повышенной тенденции низколеги рованных сплавов к образованию субструктур, что и приводит* в свою очередь, как будет рассмотрено ниже, к росту трещин. Можно провести определенную параллель между усталостью и
168