Деформационные характеристики магния

30.10.2019

В данной теме кратко рассмотрим поведение магния под действием нагрузок, чтобы понять особенности структуры этого металла и его сплавов.

В настоящее время уже хорошо известно, что при деформации любого кристалла процесс скольжения или течения осуществляется в результате перемещения особого вида дефектов кристаллической решетки, называемых дислокациями. При этом некоторые кристаллографические плоскости перемещаются друг относительно друга в определенных кристаллографических направлениях. Как правило, скольжение происходит по плоскостям с наиболее плотной упаковкой атомов и в направлении рядов, наиболее густо усеянных атомами в данной плоскости.
Деформационные характеристики магния

Рассмотрение начнем с наиболее простого случая, а именно, с металла, имеющего простую кубическую решетку. На рис. 104 изображен монокристалл, деформированный в результате прохождения дислокации lm в плоскости скольжения в направлении, перпендикулярном направлению скольжения, обозначенному стрелками слева направо. Дислокация здесь начала перемещаться с левой грани кристалла и достигла положения, показанного на рис. 104; это привело к тому, что верхняя часть кристалла, расположенная левее дислокации lm, переместилась относительно нижней части, тогда как правее линии lm обе части кристалла остались неподвижными.

В сущности дислокация представляет собой границу между областью, в которой скольжение уже произошло, и областью, где cкольжение еще не начиналось. В более общем случае дислокация представляет собой границу между областями с различной степенью скольжения. Поскольку атомы в области кристалла, расположенной правее дислокации, не изменяют своих относительных положений, а атомы, лежащие выше и левее линии lm, перемещаются относительно атомов нижнего слоя, то в верхней части кристалла вблизи границы с нижней, несмещенной частью должна возникнуть избыточная концентрация атомов.

Механизм скольжения легче всего понять, если рассмотреть, как изменяются положения атомов, расположенных вдоль направления lm (см. рис. 104). Положение атомов в недеформированном кристалле показано на рис. 105, а; пунктирная линия означает возможную плоскость скольжения. Введем теперь такую дислокацию, чтобы в плоскости скольжения произошел сдвиг на одно межатомное расстояние. На рис. 105, б показано положение атомов после того, как эта дислокация, перемещаясь слева направо, достигла центра, обозначенного s, t. Атом р в неискаженном кристалле переместится вправо на одно межатомное расстояние, тогда как атом q на другом конце кристалла сохранит свое первоначальное положение. Ряд атомов s*t в центре дислокации изображает проекцию полуплоскости, расположенной выше плоскости скольжения и перпендикулярной к плоскости рисунка. При отсутствии изгиба кристалла вблизи дополнительной полуплоскости, расположенной выше плоскости скольжения, должны возникнуть сжимающие силы, а ниже плоскости скольжения — растягивающие.

На рис. 105, в показано положение атомов, при котором дислокация снова перемещается вправо на одно межатомное расстояние. При этом увеличивается доля кристалла, претерпевшего скольжение, и уменьшается доля кристалла, не подвергнутого деформации. При дальнейшем перемещении дислокации вся верхняя часть кристалла смещается относительно нижней части вправо на одно межатомное расстояние. Таким образом, прохождение дислокации через кристалл приводит к скольжению целого блока кристалла по определенной кристаллографической плоскости.

Выше была рассмотрена так называемая «линейная» дислокация; разное скольжение в областях, разделенных дислокацией, можно описать вектором Бюргерса, обозначающим направление и расстояние, на которое атомы над плоскостью скольжения сместились по отношению к атомам, находящимся под этой плоскостью. Модуль вектора Бюргерса характеризует «мощность» дислокации.

Линейная дислокация не может оканчиваться внутри кристалла, а должна пройти через весь кристалл, как показано линией lm на рис. 104. Линия дислокации лежит перпендикулярно направлению скольжения и движется в этом направлении. Другой тип дислокации, так называемая «винтовая» дислокация, располагается в направлении скольжения и перемещается перпендикулярно этому направлению. Структуру винтовой дислокации можно уяснить на рис. 106, где на рис. 106, а показан трехмерный кристалл с простой кубической решеткой. На рис. 106, б представлен кристалл, деформированный так, что верхняя часть его справа смещается по отношению к нижней части на одно межатомное расстояние. Наиболее искаженная область вблизи границы между частью кристалла, претерпевшей скольжение, и частью, где она не начиналась, составляет дислокацию. Дальнейшее скольжение происходит при движении влево, как показано на рис. 106, г. На рис. 106, в показана единичная винтовая дислокация, при перемещении которой влево на одно межатомное расстояние происходит сдвиг на величину ар'. Граница между областью, в которой скольжение уже произошло, и областью, в которой скольжения еще нет, не обязательно должна быть в монокристалле прямой линией, пересекающей данную плоскость скольжения. Дислокация может иметь форму, показанную на рис. 107, на котором изображен след дислокации вдоль плоскости скольжения. Такая сложная дислокация состоит из дислокаций обоих типов. Части дислокации, расположенные перпендикулярно направлению скольжения, — это линейные дислокации, а части, параллельные направлению скольжения, — винтовые. В общем, соотношение дислокаций обоих типов должно быть таким, чтобы дислокация в целом имела минимальную длину и, таким образом, энергия ее была бы минимальной.

В плотноупакованной гексагональной структуре магния скольжение происходит в основном по плоскости основания (000,1), в которой атомы расположены в виде шестиугольников. В этой плоскости плотноупакованные ряды атомов, расположенные под углом 60 градусов друг к другу, контактируют и скольжение происходит в направлении, параллельном этим, плотноупакованным рядам. На рис. 108, а показано расположение атомов в двух соседних плоскостях (000,1). Атомы в нижней плоскости (положение А) обозначены черными кружками, в верхней (положение В) — белыми кружками. При прохождении линейной дислокации часть атомов, расположенных по одну сторону (например, выше плоскости скольжения), смещается на одно межатомное расстояние в направлении, наиболее густо усеянном атомами, так что расположение атомов в рассматриваемых двух плоскостях (000,1) принимает вид, показанный на рис. 108,б. На (левой части рисунка показано расположение атомов в исходной структуре, тогда как правая часть образована при смещении верхнего слоя атомов (незачерненные кружки) на расстояние, равное межатомному расстоянию в одном из плотноупакованных направлений. Для простоты на рисунке не показано искажение структуры, возникающее ниже и выше плоскости скольжения в области самой дислокации.

Хотя рис. 108,б изображает конечный результат прохождения линейной дислокации, в действительности маловероятно, чтобы смещения атомов произошли в направлении, указанном стрелками. Если бы атомы в верхней плоскости переместились по прямой так, как показано на рисунке, то они должны были бы пройти очень близко к атомам нижней плоскости и, следовательно, преодолеть значительный энергетический барьер.

Ho аналогичное конечное расположение атомов можно получить путем двух последовательных перемещений атомов, показанных на рис. 109. После первого перемещения (рис. 109, а) атомы в верхней плоскости занимают промежуточные положения равновесия по отношению к атомам нижней плоскости. Истинные смещения атомов здесь связаны с прохождением двух последовательных частичных дислокаций, которые вместе приводят к результату, показанному на рис. 108,б.

Интересно отметить, что после прохождения первой частичной дислокации последовательность плотноупакованных плоскостей уже не ABABAB, как в плотноупакованной гексагональной структуре, a ABACBС. Образуется «дефект», в котором последовательность плоскостей непосредственно вблизи плоскости скольжения характерна для гранецентрированной кубической структуры. Вторая частичная дислокация этот дефект устраняет.

Для винтовой дислокации наблюдается аналогичная «диссоциация» (распад) ее на две частичные, при прохождении которых происходит скольжение в плотноупакованном направлении. Схематически это показано на рис. 110, на котором первая частичная дислокация снова приводит к искажению структуры, которое исчезает при прохождении второй частичной дислокации.

Таким образом, движение дислокаций производит скольжение по плоскости (000,1) в направлении, наиболее густо усеянном атомами, например [112,0] (рис. 111). Рассмотрим прямоугольный образец из монокристалла магния (рис. 112), в котором нормали к плоскости основания (000,1) составляют угол а с осью образца и в котором направление [112,0] лежит в плоскости рисунка.

При приложении растягивающей силы вдоль оси образца произойдет скольжение слоев кристалла друг относительно друга по плоскости (000,1) и в направлении [112,0], в результате чего образец удлинится. Можно заметить, что в направлении скольжения образец сожмется и в поперечном сечении он будет представлять собой уже не круг, а эллипс. Одновременно увеличится угол между нормалью к плоскостям основания и осью образца и в конечном счете цилиндрический кристалл превратится в плоскую ленту. В зависимости от величины проекции скалывающего напряжения направлением скольжения может оказаться то или иное направление плотной упаковки.

Для скольжения необходимо, по-видимому, чтобы составляющая скалывающего напряжения вдоль плоскости скольжения и в направлении скольжения достигла определенного критического значения r. Если обозначить угол между осью образца и направлением скольжения через р, то r = S*cosв, где S — критическое напряжение, действующее в плоскости скольжения в направлении оси образца. Поскольку сама плоскость скольжения наклонена относительно оси образца, то ее эффективная площадь равна A/cos а, где А — поперечное сечение образца. Следодательно, r = F (cos a*cos в)/А, где F — растягивающая сила, приложенная к образцу.

Легко заметить, что для данной нагрузки составляющая скалывающего напряжения максимальна, когда плоскости (000,1) наклонены под углом 45 градусов к оси образца. Если эти плоскости почти перпендикулярны оси или, наоборот, почти параллельны ей, то составляющая скалывающего напряжения падает до очень незначительной величины и для возникновения сдвига необходимо приложить вдоль оси большую растягивающую силу.

На рис. 113 представлена зависимость предела текучести от ориентации кристалла магния. Видно, что нагрузка, необходимая для возникновения скольжения в т.ех случаях, когда плоскость скольжения почти перпендикулярна или параллельна оси образца, во много раз превышает нагрузку, необходимую в. том случае, когда плоскость скольжения наклонена под углом 45° к оси образца.

Рассмотренная плоскость скольжения (000,1) типична для магния при комнатной температуре; поскольку у магния имеется только одна система базисных плоскостей, пластичность его невысока. При повышенных температурах положение изменяется. Так, при температурах выше 225° С скольжение может произойти также и по плоскостям {101,1} при сохранении направления скольжения [112,0]. Плоскость (101,1) показана на рис. 111, из которого следует, что она заключает в себе направление скольжения. По степени плотности упаковки атомами плоскости {101,1} следуют пойле плоской (000,1).

Критические скалывающие напряжения для плоскостей (000,1) и {101,1} значительно различаются между собой. Так, при 330° С для скольжения по плоскости (000,1) в направлении [112,0] критическая составляющая скалывающего напряжения равна 0,0655 кг/мм2, тогда как для скольжения типа {101,1}/[112,0] соответствующее значение равно 0,400 кг/мм2, т. е. приблизительно в шесть раз больше. Следовательно, можно ожидать, что скольжение по плоскостям типа {101,1} произойдет лишь в тех случаях, когда ось растяжения будет ориентирована под небольшим углом к плоскостям основания кристалла. В монокристаллах магния не обнаружено скольжения по плоскостям с более высокими индексами.

Кроме деформации путем скольжения, магний, как и другие металлы, имеющие плотноупакованную гексагональную структуру, при определенных условиях способен к деформации путем «двойникования». Структуру, подвергнутого двойникованию кристалла вблизи двойника можно рассматривать состоящей из двух слоев, представляющих собой зеркальное отражение каждой половины в определенной кристаллографической плоскости, обычно в плоскости двойникования. На рис. 114, а показаны плоскости простой гипотетической решетки, расположенные перпендикулярно плоскости рисунка, а на рис. 114, б — эти же плоскости после двойникования. Плоскость pq зеркальная плоскость. Хорошо видно, что такое расположение атомов, обусловлено действием скалывающих напряжений, стремящихся сместить верхнюю часть кристалла влево относительно нижней части.

Для магния найдено, что двойникование в результате деформации (механическое двойникование) происходит по плоскостям {101,2}, одна из которых показана на рис. 111. Если представить эту плоскость в (горизонтальном положении и рассматривать структуру в направлении ab (см. рис. 111), то структура будет иметь вид, представленный на рис. 115, а выше плоскости (101,2). Зеркальное изображение этой плоскости показано на рис. 115,б. Легко понять, что структура рис. 115, а и ее зеркальное изображение не могут быть совмещены так, чтобы точно ,соединиться по плоскости (101,2), поскольку некоторые атомы должны были бы при этом сильно сблизиться. Для того чтобы произошло двойникование в данной плоскости, решетка вблизи границы должна быть несколько искажена и в действительности структура области двойникования будет такая, как показана на рис. 115, в.

Таким образом, для образования двойника необходимо некоторое искажение идеальной плотноупакованной решетки. Следует отметить, что плотноупакованные плоскости (000,1), которые показаны в профиль на рис. 115, при переходе из одной половины двойникованной структуры в другую претерпевают разрыв. В результате этого продолжение скольжения в плоскости базиса одной половины сдвойникованного кристалла через границу двойника невозможно. В редких случаях в дополнение к двойникованию по плоскости (101, 2) в магнии происходит двойникование по плоскости (101,1). Плоскости этого типа уже упоминались при рассмотрении скольжения, а поскольку двойникование по этой плоскости играет сравнительнонезначительную роль, в дальнейшем мы не будем ее рассматривать.

Геометрия процесса двойникования такова, что сравнительно небольшой сдвиг достаточен для возникновения необходимого движения атомов. На рис. 116 видно, что если линия ab изображает плоскость двойникования (101,2), то плоскости (101,2), обозначенные pq в матрице (верхняя часть рисунка) и qr в области двойникования (нижняя часть рисунка), лежат под очень малым углом друг к другу. Угол этот равен приблизительно 7,5 градусов и сдвиг, необходимый для создания этого угла между плоскостями (101,2) в двух структурах, т. е. скольжение по плоскости, на одно единичное расстояние от плоскости двойникования составляет S = 0,1317. Легко подсчитать, что двойникование сопровождается максимальным удлинением в направлении гексагональной оси, равным приблизительно 6,8%, тогда как максимальное сжатие в перпендикулярных направлениях составляет около 6,4%. На рис. 116 видно также, что когда внешняя нагрузка приложена в направлении, параллельном плоскости основания, то двойникование может произойти лишь при сжатии. Для направлений, параллельных гексагональной оси, двойникование приводит к растяжению. Оно возможно только в том случае, когда приложенная нагрузка растягивающая. Сказанное справедливо также для нагрузок, приложенных в направлениях, составляющих с гексагональной осью угол приблизительно до 50°. Для больших углов (приблизительно 50—90° с гексагональной осью) некоторые из шести плоскостей двойникования в магнии растягиваются, другие — сжимаются, в зависимости от их ориентации.

Таким образом двойникование может произойти под действием как растягивающих, так и сжимающих усилий. Как и при деформации скольжения, благоприятной ориентацией для двойникования является направление, для которого плоскость двойникования наклона под углом приблизительно 45° к направлению приложенного усилия. Поскольку величина сдвига, необходимого для возникновения двойникования, мала, ясно, что предел возможной деформации при двойниковании ограничен.

Бакариан и Маттеусон детально исследовали деформацию монокристаллов магния при комнатной и повышенных температурах. Значительная часть их работы посвящена изучению сжатия. Монокристаллы магния нагружали при температуре, несколько превышающей температуру, при которой деформация с данной скоростью приводит к рекристаллизации в процессе нагружения. Ориентацию образцов определяли рентгеновским методом, который использовали также для определения перемещения оси кристалла относительно направления приложенной нагрузки. Исследование проводили в области температур от комнатной до 310° С.

Установлено, что при всех температурах доминирующим механизмом является скольжение по плоскости основания. В зависимости от начальной ориентации образца обнаружено три различных механизма, приводящих к уменьшению толщины деформированных сжатием образцов в виде дисков.

1. Когда ось сжатия наклонена под углом 30—70° к плоскости основания, при всех температурах от комнатной до 300° С наблюдается только скольжение по плоскости основания.

2. Когда ось сжатия расположена под углом 70—90° относительно плоскости основания, т. е. почти параллельна плоскости сжатия, то сначала происходит скольжение по плоскости основания, а затем быстро наступает разрушение по плоскости (101,1). По-видимому, эта область ориентаций является критической для разрушения. Так, для температур от 275 до 315° С разрушение происходит сразу же в интервале углов между плоскостью основания и осью сжатия 74—79°. В интервале же углов 74—70° С сначала происходит скольжение по плоскости основания, в результате чего эта плоскость поворачивается в сторону увеличения угла с осью сжатия до тех пор, пока образец не разрушится.

3. Когда ось сжатия расположена под углом 0—30° к плоскости базиса, при температурах в области 300°С наряду со скольжением наблюдается двойникование по плоскостям {101,2}. Крупные полоски начального кристалла принимают ориентацию, благоприятную для двойникования, так что последующее скольжение по плоскости базиса связано с расширением двойникованных областей и с уменьшением объема материала с исходной ориентировкой. Это приводит к некоторым искажениям на ранних стадиях деформации, и процесс уменьшения толщины образца усложняется. Во всех исследованных образцах не наблюдалось плоскости двойникования типа {101,1}, так что такой тип двойникования, хотя и указан в литературе, встречается редко.

Для определения величины критической составляющей скалывающего напряжения вначале пластического течения была изучена также деформация растяжения в интервале температур 330—345° С. Почти во всех случаях деформация растяжения сопровождается скольжением в плоскости основания. В табл. 15 приведены значения критической величины составляющей скалывающего напряжения в зависимости от температуры. Эти значения сравнимы со значениями, полученными Шмидтом, согласно которому при комнатной температуре критическая величина составляющей скалывающего напряжения равна 82,9 г/мм2, при 250° С — 83,2 г/мм2 и при 300° С — 70,5 г/мм2. В работе Бакериана и Маттеусона, однако, было доказано, что наблюдаемое значение критической величины составляющей скалывающего напряжения зависит от скорости нагружения. Значение это тем меньше, чем ниже скорость нагружения.

В некоторых образцах, подвергнутых растяжению при высокой температуре, в которых путем предварительной деформации были созданы большие двойники, обнаружено, что как в исходном материале, так и в материале с двойниками наблюдается скольжение по плоскости базиса. В другом образце, деформированном на 14% при 330° С при скорости нагружения 70 г/мм2*мин и затем разрушенном при деформации 26% и той же скорости нагружения, было обнаружено образование двойников в местах зажима образца главным образом за счет незначительного изгиба. Металлографическое исследование следов скольжения на поверхности показало наличие скольжения по плоскостям пирамиды типа {101,1}. Соответствующие линии скольжения на вид волнистые и размытые имели ответвления и включали в себя сильно деформированные полосы, состоящие из ряда тонких прерывистых штрихов. Часто можно было наблюдать, что скольжение по плоскостям {101,1} происходит без изменения направления при переходе из матрицы в двойникованные области, что объясняется направлением скольжения вдоль плотной упаковки. Полученное значение критической составляющей скалывающего напряжения при 330° равно 400 г/мм2 по сравнению с 65,5 г/мм2, приведенным в табл. 15 для скольжения по плоскости основания при той же температуре.

Скольжение может происходить пo плоскостям пирамиды (101,1), (110,1), (101,1), (110,1), (011,1) и (011,1); какие из этих плоскостей принимают участие в скольжении, зависит от ориентации кристалла. Если ось растяжения симметрична относительно двух направлений, густо усеянных атомами, то составляющие скалывающего напряжения в соответствующих направлениях скольжения становятся одинаковыми в двух плоскостях этого семейства. По этой же причине при скольжении по плоскостям пирамиды может произойти «двойное скольжение», объясняющее наблюдаемые ответвления линий скольжения.

В каждом конкретном случае переход от скольжения по плоскости {000,1} к скольжению по плоскости {101,1} зависит не только от температурного фактора, но и от величины составляющей скалывающих напряжений. Согласно рассмотренным результатам, для возникновения скольжения по плоскостям пирамиды составляющая скалывающего напряжения должна увеличиться приблизительно в 6 раз по сравнению со значением критической величины окалывающего напряжения для скольжения по плоскости основания даже при температурах выше 225° С. Возможные ориентации для возникновения скольжения по плоскостям пирамиды осуществляются только, если ось растяжения наклонена к плоскости основания в пределах 5°, поскольку лишь для такой ориентации произведение cos a*cos в для наиболее благоприятно ориентированных плоскостей {101,1} приблизительно в 6 раз больше составляющей напряжения в плоскости основания.

Исследования магния, проведенные при повышенных температурах, подтвердили, что скольжение в магнии происходит по направлению, наиболее густо усеянному атомами. Это направление одно и то же для скольжения по плоскости основания от комнатной температуры до 300° С и для скольжения по плоскости пирамиды {101,1} от 225 до 330° С. Оба эти механизма скольжения вместе с двойникованием по плоскости типа {101,2} наблюдаются как при сжатии, так и при растяжении для всех температур и для всех ориентаций, за исключением весьма ограниченного случая, когда плоскости основания почти перпендикулярны оси сжатия. При этом в интервале температур 0— 340° С происходит разрушение по плоскостям {101,1}.

Таким образом, исследование монокристаллов магния показало, что основным процессом деформации при комнатной температуре является скольжение в направлении [112,0] по плоскостям {000,1}, к которому при повышенных температурах добавляется скольжение в том же направлении по плоскостям {101,1}. Однако это скольжение по плоскостям пирамиды было обнаружено и при комнатной температуре Бурке и Хиббардом, которые исследовали определенно ориентированные монокристаллы магния, деформированные растяжением при 22° С и при скорости нагружения 18 г/мм2*мин. Ориентацию плоскости основания они определили при помощи стереографических методов. Когда плоскость основания оказалась ориентированной в пределах 6° относительно оси деформации, было обнаружено скольжение по плоскости пирамиды {101,1} в направлении [112,0], которое произошло без предварительного скольжения по плоскости основания.

Авторы нашли, что критическая величина составляющей скалывающего напряжения для данного типа деформации равна 52,2 г/мм2, которая значительно меньше величины, указанной ранее Бакарианом и Маттеусоном. Бурке и Хиббард считают, что скольжение по плоскостям пирамиды возникает вследствие сдавливания образца зажимами держателя. Для образцов данной формы и размеров и для случая, когда плоскость основания в исходном состоянии почти параллельна направлению действующей нагрузки, «длина» плоскости основания, спроектированная на ось, превышает длину образца между зажимами держателя, вследствие чего скольжение в плоскости основания становится невозможным. Однако соответствующая «длина» плоскости {10.1,1}, являющейся направлением наиболее густо усеянным атомами и вдоль которого пересекаются плоскость пирамиды и плоскость основания, короче длины образца между зажимами держателя. Поэтому плоскости данного типа могут участвовать в процессе скольжения. Экспериментальные данные показывают, что упрочнение, обусловленное скольжением по плоскостям пирамиды, такое же, как и при скольжении по плоскости основания.

Бурке и Хиббард нашли, что при наклоне плоскости основания в интервале углов 6—72° к оси образца происходит только скольжение в плоскости основания. Зависимость напряжения текучести от функции ориентации cos a*cos в была получена в виде обычной параболической кривой, подтверждающей закон критической величины составляющей скалывающего напряжения.

Однако значение критической величины составляющей скалывающего напряжения (46 г/мм2) снова оказалось намного ниже значения, найденного Бакарианом и Маттеусоном. Авторы нашли далее, что скорость упрочнения изменяется в зависимости от ориентации плоскости базиса, увеличиваясь при приближении плоскости к положению, параллельному или перпендикулярному направлению приложенной силы. Минимальная скорость упрочнения наблюдается при расположении плоскостей типа (000,1) под углом 45° к оси образца. Для плоскостей базиса, расположенных под углом к оси, большим 72°, первоначальное скольжение в плоскости основания быстро заменяется двойникованием по плоскостям (101,2).

На основании металлографических и рентгенографических данных можно заключить, что это, по-видимому, связано с резким изгибом плоскостей базиса вокруг плоскости изгиба (112,0), представляющей собой плоскость призмы второго порядка. Данная плоскость пересекает плоскость базиса под углом 90° к направлению скольжения. Это привело Бурке и Хиббарда к предположению о том, что наблюдаемое двойникование является прежде всего результатом изгиба плоскости базиса, которая пытается приспособиться к ограничениям, налагаемым зажимами держателя образца. Зажимы препятствуют вращению плоскости базиса, которое необходимо для продолжения обычного скольжения по плоскости основания.

Таким образом, вслед за скольжением по плоскости базиса происходит перегиб этой плоскости; при этом возникают сжимающие напряжения, достаточные для того, чтобы вблизи плоскости изгиба возник двойник. Это в свою очередь приводит к переориентировке структуры. Поскольку в области двойникования ориентация плоскостей отлична от ориентации плоскостей в остальной части образца, в двойнике вновь может произойти скольжение по плоскости базиса и при дальнейшей деформации все повторится. Важность этих наблюдений состоит в указании того, что ход деформации в значительной степени обусловлен влиянием зажимов держателя образца и, следовательно, можно ожидать, что процесс деформации в поликристаллическом образце более сложен, чем в монокристалле.

Описанные выше процессы деформации происходят в поликристаллических образцах, однако они чувствительны к изменению ориентировки отдельных кристаллов относительно направления действия нагрузки. При увеличении приложенной нагрузки сначала будут деформироваться те кристаллы, в которых плоскости скольжения наклонены под углом приблизительно 45° к направлению действия силы. Кристаллы, в которых плоскости скольжения почти параллельны или перпендикулярны оси растяжения, сначала не могут деформироваться. Эти неблагоприятно ориентированные зерна сильно напряжены и оказывают значительное действие на соседние более благоприятно ориентированные зерна. Процесс скольжения в них затормаживается на границах зерен, которые вследствие этого представляют собой места скопления локальных напряжений и искажений.

Ограничения процесса скольжения создают условия, при которых может произойти двойникование, и в этом случае кристаллы с возможными плоскостями двойникования, расположенными под углом приблизительно 45° к направлению действия силы, будут деформироваться раньше, чем другие. Можно оценить, что неориентированный образец значительно труднее деформировать, чем монокристалл, поскольку границы зерен создают ограничения, отсутствующие в монокристаллах, и эти границы могут также действовать как дополнительные центры движения в процессе растяжения или сжатия.

Механические характеристики поликристаллов недавно были изучены Хаусером с сотрудниками, использовавшими образцы для растяжения, изготовленные из прессованной полосы магния высокой чистоты. После полировки образцы отжигались при 600°С с целью получения зерен приблизительно одинакового размера (~1,27 мм). Наиболее детально исследовался образец, в котором еще до деформирования была определена ориентация большого числа соседних зерен. Как и следовало ожидать, предпочтительная ориентация была такова, что плоскость базиса располагалась вблизи плоскости прессования, тогда как направление скольжения было беспорядочно ориентировано по отношению к направлению прессования. В тоже время наблюдалось и значительное отклонение от данной текстуры.

Как и при изучении монокристаллов, было найдено, что скольжение внутри каждого зерна происходит по плоскости базиса в направлении [112,0] как в исходном материале, так и в двойнике, причем в пределах зерна все полосы скольжения параллельны друг другу. Для зерен, в которых плоскости основания были почти параллельны направлению приложенной нагрузки и, следовательно, составляющая скалывающего напряжения на эти плоскости мала, увеличивается вероятность скольжения по плоскостям пирамиды {101,1}, однако в работе явно не были обнаружены следы скольжения данного типа. В некоторых зернах были найдены риски, идентифицированные как плоскости изгиба, связанные с двойникованием, которые, по-видимому, часто соответствуют следам плоскостей {101,0}. В последующей работе установлено, что в некоторых образцах действительно наблюдается скольжение по плоскостям пирамиды {101,0}.

Механическое двойникование в поликристаллических образцах наблюдается довольно часто и, как и в монокристаллах, происходит по плоскостям {101,2}. Из-за сложности системы напряжений, обусловленной деформацией соседних зерен различной ориентации, двойникование, возникающее на ранних стадиях деформации, может исчезнуть после того, как в области двойника произойдет скольжение. В этом случае в отличие от повторного двойникования под действием противоположно направленного напряжения решетка не обязательно возвратится в свое первоначальное положение и следы исходного двойника на поверхности могут сохраниться, несмотря на исчезновение самого двойника.

В процессе деформации условия и направление действия напряжений могут значительно изменяться, поэтому плоскостями двойникования могут быть различные плоскости семейства {101,2}. Хаусер и его сотрудники на основе своих экспериментальных данных предположили, что возникновение обильного двойникования обусловлено скорее изгибом решетки, чем простым сдвигом. Это согласуется с выводами Бурке и, Хиббарда, согласно которым двойникование в монокристаллах возникает преимущественно вблизи зажимов держателя, где требуемое вращение плоскости основания в процессе скольжения ограничено и где, следовательно, может произойти изгиб. Именно по этой причине риски на поверхности, представляющие собой продолжение следов плоскостей {101,0} и связанные с двойникованием, были идентифицированы как плоскости изгиба. Выше было указано, что двойникование по плоскостям {101,2} приводит к изменению направления плоскостей базиса. Как показано на рис. 117, для того, чтобы структура в целом приспособилась к наличию двойника, необходим изгиб плоскостей основания в исходном материале.

В дополнение к скольжению и двойникованию при деформации поликристаллического магния возникают еще два явления. Первое — это увеличение с развитием деформации «малоугловых» границ, имеющих вид разветвленных или искривленных некристаллографических следов на поверхности зерен. Согласно Хаусеру, эти линейные следы начинаются на стыке трех зерен, и при смещении стыка в процессе деформации вместе с ним перемещается соответствующая граница. Рассматриваемые следы свидетельствуют о сохранении непрерывности сдвига через границы зерен в процессе относительного перемещения соседних зерен как в наблюдаемой поверхности, так и под ней. Для сохранения непрерывности зерна на поверхности изгибаются, в результате чего на поверхности при скоплении дислокаций одного знака образуются риски, направление которых не совпадает с кристаллографическими направлениями.

При дальнейшей деформации увеличивается число дислокаций, связанных с границами, за счет чего увеличивается различие в ориентировке областей кристалла, расположенных по обе стороны границы. Таким образом, ясно, что изогнутые участки структуры, образованные ограничениями у границ зерен, играют важную роль в процессе деформации поликристаллического магния.

Другая важная особенность процесса деформации магния — перемещение целых зерен относительно друг друга. В образцах, на которых нанесена прямоугольная решетка, сдвиговые смещения, проходящие по границам зерен, видны при относительно малых деформациях (приблизительно 0,16%). Такие смещения сначала появляются между зернами, ориентация плоскостей базиса которых неблагоприятна для скольжения. В других случаях, когда зерна более благоприятно ориентированы для скольжения, пластическое течение приводит к концентрации напряжений у границ зерен, которые затем снимаются путем сдвига границ.

В рассматриваемой выше работе сдвиг границ зерна часто сопровождается возникновением трещины; сначала, возможно, образуется локальная трещина, вызывающая концентрацию напряжений, которые приводят к сдвиговым перемещениям у границ зерен. Хотя механизм деформации не совсем ясен, известно, что доля деформации за счет сдвига границ зерен невелика (0,1% при общей деформации 2,4%). Перемещение границ, зерен может, однако, оказать существенное влияние на ход последующих стадий деформации.

Изучение разрывных характеристик поликристаллического магния показывает, что грубые следы на поверхностей образца, отвечающие трещинам или, более вероятно, сильно искаженным областям, окаймленным искаженными субзернами, при деформации появляются удивительно рано. Эти следы, которые начинаются у границ зерен и проникают внутрь их, размножаются при продолжении деформации таким образом, что они внутри данного зерна остаются параллельными друг другу. «Трещины», по-видимому, параллельны плоскостям с высокими индексами, например {202,7}. Это объясняется тем, что видимый след трещины может быть обусловлен чередованием областей сдвига и раскола (рис. 118). Получающаяся трещина обычно проходит между зернами, границы которых расположены под углом приблизительно 45° к оси деформации; в результате образуется излом «пилообразного» типа, который макроскопически перпендикулярен направлению приложенного напряжения.

Таким образом, механизм деформации для поликристаллов значительно более сложен, чем для монокристаллов. В дополнение к скольжению по плоскости базиса и двойникованию, следует учесть также более интенсивное двойникование, обусловленное неравномерным распределением приложенного напряжения и граничными условиями на границах зерен, которые, вероятно, также служат причиной скольжения не только по плоскостям базиса, но и по другим плоскостям. Кроме того, происходит изгиб плоскостей и сдвиг границ зерен, что также усложняет процесс деформации. Тем не менее в результате рассмотренных выше исследований становятся ясными основные особенности процесса деформации.

В монокристаллах скольжение не по плоскости базиса, по-видимому, происходит благодаря ограничениям, налагаемым зажимами держателя образца. В поликристаллах при комнатной температуре наблюдается скольжение по плоскости призмы {101,0}, однако оно играет меньшую роль, чем скольжение по плоскостям базиса. Хаусер с сотрудниками исследовали образцы поликристаллического магния, деформированные растяжением при температурах от 25° С до температуры жидкого азота (78° К). Средний размер зерен исследованных образцов составлял приблизительно 1 мм; скорость деформации 1 % в минуту. В работе подтверждено, что при комнатной температуре скольжение происходит почти исключительно при плоскости базиса и показано, что при 78° К важную роль играет скольжение по плоскостям призмы {101,0} в направлении, наиболее густо усеянном атомами. В некоторых зернах при 78° К обнаружены полосы скольжения, несколько отличающиеся от полос, соответствующих скольжению по плоскости призмы, однако активные плоскости скольжения, которыми могли бы быть плоскости {101,2}, {101,1}, {112,2} или {101,0}, не были обнаружены.

Скольжение по плоскости (базиса всегда преобладает: скольжение по плоскостям призмы происходит главным образом у стыков зерен, вблизи трещин, зазубрин и других характерных мест, которые могут являться концентраторами напряжений. Смещение границ зерен, заметное при деформации в условиях комнатной температуры, редко наблюдается при 78° К. Это указывает, что напряжения, требуемые для возникновения непрерывного скольжения через границы зерен, понижаются при комнатной температуре за счет смещения границ зерен. При низких температурах необходимое напряжение не уменьшается, и основным фактором возникновения скольжения по плоскостям призмы является сложность системы напряжений, приложенных к данному зерну под влиянием соседних зерен. Расстояния между полосами при скольжении по плоскости основания заметно не различаются при температурах от комнатной до 78° К.

Остальные особенности деформации поликристаллического магния при низких температурах качественно аналогичны наблюдаемым при комнатной температуре. Интенсивное двойникование наблюдается по плоскостям {101,2}, причем числю двойников увеличивается и они более ясно обнаруживаются при понижении температуры деформации. Некристаллографические пересекающиеся под малыми углами границы зерен, наблюдаемые при комнатной температуре, обнаружены также и после деформации при 78° К, так что даже при этой температуре подвижность дислокаций, по-видимому, достаточна высока для того, чтобы они могли собраться и образовать отчетливые границы между слабо дезориентированными областями, которые возникли под действием сложной системы напряжений. Таким образом, основное различие в деформации поликристаллического магния при комнатной и низких температурах заключается в увеличении скольжения по плоскостям призмы {101,0} и в одновременном уменьшении смещения границ зерен при понижении температуры. Скольжение по плоскостям, которые не являются плоскостями базиса, по-видимому, обусловлено возникновением высоких локальных напряжений, которые при низких температурах не могут быть понижены относительным перемещением зерен.

С целью уяснения характеристик ползучести магния и его сплавов некоторыми исследователями был изучен процесс деформации при повышенных температурах как монокристаллов, так и поликристаллического магния. Работа Бакариана и Маттеусона, исследовавших монокристаллы магния, уже рассматривалась; процесс же ползучести поликристаллов будет кратко рассмотрен в следующей части главы.

Некоторыми работами было установлено, что относительно грубозернистые образцы поликристаллического магния уже при очень небольших деформациях имеют тенденцию к хрупкому разрушению. Эта тенденция растет с увеличением размеров зерен и с понижением температуры деформации, хотя разрушение при низких температурах не характеризуется ясно выраженным расколом. Недавно Хаусер с сотрудниками изучили зависимость предела текучести и предела прочности при растяжении от температуры и размера зерна поликристаллических образцов магния высокой чистоты и сплава матния, содержащего 2% Al, чтобы выяснить условия появления хрупкого разрушения. Образцы, полученные выдавливанием на прессе, подвергались соответствующей термической обработке для получения зерен со средним размером от 1,0 до 0,026 мм.

Были построены кривые зависимости напряжения от деформации для различных температур от 78 до 500° К, а также кривые зависимости напряжения от температуры для 0,4; 1,0; 2,0; 3,0 и 6,0% деформации и для деформаций, при которых произошло разрушение. Выше некоторой критической температуры, которая тем выше, чем больше размеры зерна, напряжение, при котором происходит разрушение, уменьшается с повышением температуры точно так же, как и напряжение для данной деформации, что является типичным для пластического разрушения. Ниже критической температуры напряжение, при котором происходит разрушение, постоянно, как и при «хрупком разрушении» объемноцентрированных кубических и некоторых гексагональных металлов, однако разрыв наступает только после некоторой пластической деформации (1—7%), которая растет с увеличением температуры и уменьшением величины зерна. Возможно, что при некоторых низких температурах (ниже 78° К) разрушение может произойти без предварительной пластической деформации.

Анализ полученных результатов показывает, что напряжение хрупкого разрушения как в чистом магнии, так и в сплаве магний— алюминий является линейной функцией d-1/2, где d — средний диаметр зерна. Эту зависимость можно выразить следующим образом:

где оj и К — постоянные. Данное соотношение не зависит от скорости деформации в интервале от 0,01 до 100% в минуту.

Напряжение, необходимое для получения заданной деформации при постоянной температуре, также изменяется линейно в зависимости от d-1/2. Наклон прямой заметно уменьшается при повышении температуры испытания.

Эти экспериментальные данные довольно трудно объяснить. Хаусер с сотрудниками предположили, что причиной разрушения служат напряжения растяжения, образующиеся в результате «блокировки» рядов дислокаций какими-то барьерами и накладывающиеся на приложенную извне силу. Теоретически вопрос распределения напряжений вблизи барьера, способного удержать ряды линейных дислокаций, возникающих из простых источников, был рассмотрен Стро, который нашел, что концентрация напряжений на расстоянии r от барьера приблизительно пропорциональна (d0/8r)1/2, где d0/2 — расстояние от источника тех дислокаций, которые задерживаются у данного барьера. Напряжение сдвига вблизи барьера приблизительно можно выразить следующим образам:

где oa — эффективное приложенное напряжение; в — функция расстояния от барьера и ориентировки основных напряжений относительно плоскости скольжения. Полагая, что эффективное приложенное напряжение равно действительному приложенному напряжению о минус среднее (локализованное) внутреннее напряжение оi, можно определить локализованное напряжение сдвига вблизи блокированных дислокаций из выражения

Если принять, что барьером, у которого застопориваются, дислокации, в поликристаллическом агрегате служит граница зерна, то пластическая деформация может произойти лишь в том случае, когда т превышает критическое скалывающее напряжение тс, необходимое для создания скольжения в соседнем зерне. Напряжение текучести тогда будет равно

и деформация начнется в том месте, где d0 — расстояние между барьерами максимально.

Хаусер и сотрудники считают, что d0 соответствует диаметру зерна d, фигурирующему в их экспериментах. Это можно считать вполне реальным, если учесть, что зависимость между напряжением текучести и d-1/2 также линейная и что наклон этой прямой уменьшается с повышением температуры испытания. Наклон указанной прямой можно отождествить с в1/2*тс, а поскольку тепловые флуктуации могут способствовать возникновению скольжения, то естественно ожидать, что b1/2*тс уменьшится с повышением температуры.

Хрупкое разрушение, по-видимому, начинается, когда нормальное напряжение on, вызванное застопоренными дислокациями, превышает локальный предел сил оцепления oc. На этой стадии возникает локальная трещина, которая может распространиться с большой скоростью. Теоретическое рассмотрение этого вопроса показывает, что хрупкое разрушение происходит в том случае, когда

где oj — локализованные напряжения, а — постоянная.

Экспериментальные результаты почти точно подчиняются данной зависимости, тогда как нечувствительность зависимости ofr от d-1/2 к температуре, скорости деформации и деформации, при которой происходит разрушение, указывает, что оj и oc нечувствительны к этим переменным.

Рассмотренные выше исследования показывают, что общие характеристики пластичности и разрушения магния и его сплавов с небольшими добавками других элементов качественно можно объяснить с точки зрения сопротивления прохождению дислокаций, которое усиливается в поликристаллах за счет наличия границ зерен.

Хотя разрушение грубозернистых образцов полииристаллического магния высокой чистоты (в области температур от 78° К до температуры несколько ниже комнатной) хрупкое, последняя работа показала, однако, что при температуре жидкого гелия поликристаллический магний снова ведет себя как пластический материал, разрушаясь лишь после 5,7% удлинения. Металлографическое исследование показало, что в то время как хрупкое разрушение связано со скольжением по плоскостям основания, при 4,2° К наблюдается также скольжение по призматическим плоскостям. Следовательно, появление пластичности при очень низких температурах соответствует началу призматического скольжения в дополнение к скольжению по плоскости базиса, однако основная причина такого изменения механизма деформации все еще не ясна.

Существование критической температуры, ниже которой происходит хрупкое разрушение чистого магния, нельзя считать общепризнанным. Так, Тоац и Риплинг в результате обширного исследования механизма разрушения магния и его промышленных сплавов пришли к выводу о том, что не существует переходной температуры между пластическим и хрупким состоянием магния при температурах ниже 78° К. Однако при низких скоростях деформации (от 1,27 до 25,4 см/мин) зависимость предела прочности от температуры аналогична той, которая наблюдалась в работе Хаусера и сотрудников, и ниже 127° К прочность на разрыв становится постоянной. При этой температуре удлинение, по данным Toaцa и Риплинга, падает приблизительно до 5% и продолжает уменьшаться приблизительно до 3% три наиболее низкой температуре исследования (78° К).

Таким образом, механизм деформации магния при температурах ниже 78°К не вызывает сомнения; Тоац и Риплинг предположили, однако, что механизм деформации выше и ниже температуры, при которой предел прочности становится постоянным, различен, изменяясь от обычной пластической деформации до чистого вязкого течения. Изучение микроструктуры показало, что образец, деформированный вплоть до разрушения ниже комнатной температуры, находится в холоднодеформированном состоянии, тогда как деформация при комнатной температуре и выше приводит к рекристаллизации образца. Тоац и Риплинг исследовали, кроме того, четыре промышленных сплава, содержащих приблизительно одинаковое количество цинка и наиболее часто встречающихся примесей (Mn, Ca, Cu, Fe, Ni, Pb, Si и Sn), а также различное количество алюминия — вплоть до 8,6%. Упрочнение и пластичность этих сплавов в довольно широкой области температур ниже комнатной оказались выше, чем у чистого магния, однако при температурах ниже 173° К наблюдалось резкое понижение пластичности, хотя предел прочности продолжал расти с понижением температуры. Такое поведение исследованных сплавов авторы объясняют ослаблением границ зерен при низких температурах. При повышенных температурах поведение сплавов становится более сложным вследствие их термической нестойкости и наблюдаемое в интервале от 66 до 90° С начало быстрого роста пластичности и понижения прочности на разрыв объясняется выделением второй фазы в процессе деформации образца.

Как и в работе, авторы нашли, что увеличение скорости деформации приводит к увеличению температуры, ниже которой пластичность исследованных сплавов резко понижается. Согласно Тоацу и Риплингу, это явление компенсируется тем, что при увеличении скорости деформации пластичность не понижается, а даже несколько увеличивается. И можно предположить, что если температуру, при которой происходит резкое падение пластичности, считать температурой перехода из пластического состояния в хрупкое, то существование такого перехода не должно представлять опасности для обработки магния, как например, в технологии стали.

Во всех сплавах, изученных Тоацем и Риплингом, разрушение при низких температурах происходит в результате образования межзеренных трещин. Это позволило авторам прийти к выводу, что границы зерен сильно ослаблены в широком интервале условий деформации.

Важность двойникования в процессе деформации поликристаллического магния подтверждается работой Вуллея, который наблюдал своеобразные гистерезисные эффекты в магнии, деформированном кручением. Изучая эффект Баушингера, заключающийся в том, что сопротивление деформированного образца последующей деформации увеличивается при одинаковом направлении деформации и уменьшается при противоположном, Вуллей построил кривые зависимости напряжения от деформации для цилиндрического образца магния (99,98% чистоты). Полученные результаты показаны на рис. 119, на котором схематически представлена форма гистерезиса. Сначала было приложено скалывающее напряжение 610 кг/см2 (кривая ОAB). В точке В было приложено напряжение 366 кг/см2, направленное в противоположную сторону (BCDE), далее в первоначальном направлении (EFGHJK) приложено напряжение 732 кг/см2. Аналогичные результаты были получены и при других напряжениях. Интересно, что напряжение текучести в точке D мало по сравнению с напряжением в точке В; скорость упрочнения вдоль кривой DE также меньше, чем вдоль кривой AB.

Качественное отличие формы кривых для магния от формы кривых для металлов с кубической структурой можно объяснить наличием в магнии прямого и обратного двойникования. Как уже рассматривалось, при комнатной температуре скольжение происходит только по плоскостям основания и только в двух независимых направлениях; третье направление, плотно усеянное атомами, представляет собой линейную комбинацию остальных двух и, следовательно, не является независимым. Сдвиг в результате двойникования происходит, однако, по шести плоскостям {101,2}, и из приведенного выше рассмотрения следует, что если данная система двойников действует при сжатии в определенном направлении, то она уже не будет активной, если произвести растяжение в этом же направлении. Следовательно, можно думать, что двойникование происходит по нескольким плоскостям в кристаллах, благоприятно ориентированных относительно приложенной нагрузки, в дополнение к скольжению в других кристаллах, благоприятно ориентированных для скольжения по плоскости основания. Такие «двойникованные» кристаллы должны быть относительно «мягкими» и, кроме того, должны иметься относительно «жесткие» кристаллы, которые неблагоприятно ориентированы для двойникования.

Таким образом, вдоль AB происходит скольжение и двойникование в благоприятно ориентированных зернах (зерна типа F), тогда как неблагоприятно ориентированные зерна (типа U) остаются «жесткими». При перемене знака нагрузки в зернах типа U может произойти двойникование, а в зернах типа F, в которых уже раньше произошло двойникование, возможно обратное двойникование. В результате все зерна легко деформируются, и становится понятным относительно низкое значение напряжения текучести в точке D и уменьшение скорости упрочнения вдоль DE. Если в дальнейшем нагрузка приложена в первоначальном направлении, то зерна типа F снова будут деформированы двойникованием, а зерна типа U, претерпевшие повторное двойникование, окажутся «недвойникованными», так что пластическая деформация вдоль GH произойдет легко. Ясно, однако, что когда деформация вдоль части кривой GH приблизительно равна деформации вдоль кривой DE, то все двойникованные U-зерна будут претерпевать обратное двойникование, поэтому не могут внести свой вклад в дальнейшую деформацию в первоначальном направлении.

В точке H образец переходит из состояния, в котором все зерна «мягкие», в состояние, в котором деформация путем двойникования может произойти только в зернах типа F, с самого начала благоприятно ориентированных для двойникования. В действительности образец приходит к состоянию, характеризуемому точкой В, и кривая напряжение — деформация резко поднимается до точки J, продолжаясь затем в направлении JK, представляющем собой продолжение первоначальной кривой AB. Отсутствие резкого скачка в точке H, по-видимому, объясняется тем, что не во всех U-зернах обратное двойникование заканчивается в одно и то же время.

Приведенное объяснение подтверждается прямым металлографическим наблюдением полос двойникования, которые появляются и исчезают на поверхности зерен в процессе приложения нагрузки противоположных знаков и указывают, насколько сложен процесс деформации в неориентированных поликристаллических образцах.

Следует отметить, однако, что часто в поликристаллических образцах магния или его сплавов, полученных различными способами, кристаллиты уже не беспорядочно ориентированы, а обладают «преимущественной» ориентацией. Рассматривая рис. 112, можно заключить, что в результате скольжения по плоскостям базиса эти плоскости стремятся расположиться параллельно направлению приложенной нагрузки. По-видимому, данные плоскости будут стремиться расположиться вдоль направления течения металла в поликристаллических образцах, полученных путем прокатки, прессования или выдавливания через очко (при изготовлении проволоки). Кристаллографическое направление, связанное с механизмом деформации, также будет стремиться к определенному расположению относительно направления прокатки, прессования или выдавливания.

Изучение текстуры, образуемой при прокатке магния и его сплавов, показало, что, хотя в зависимости от состава характер текстуры несколько изменяется, общая картина в значительной степени остается одинаковой. Харгривес детально исследовал эффекты, возникающие при прокатке сплава магния, содержащего около 2% Mn. Заготовки нагревали при 490° С и прокатывали за десять приемов от толщины 1,9 см до 0,398 см. После повторного нагрева заготовки прокатывали до толщины 0,232 см, а после следующего — до 0,153 см. Исследовали и другие режимы прокатки, но они привели к аналогичным результатам.

Для рентгенографирования образцы приготавливали в виде цилиндриков; рентгенограммы снимали в молибденовом Kа-излучении. Анализ дифракционной линии (000,2), полученной на плоской пленке, показал, что направление [000,1] (т. е. нормаль к плоскости основания) в действительности располагается под углом 15 ± 1/2° к нормали к поверхности прокатанного листа.

Таким образом, если текстура полная, то нормали к плоскости (000,1) должны лежать в плоскости, содержащей нормаль к поверхности листа и к направлению прокатки, и должны располагаться под углом 15° по обе стороны от нормали к плоскости листа. В действительности текстура оказалась неполной, и кристаллографическое направление [000,1] располагалась в области приблизительно до 35° по каждую сторону от, нормали к плоскости листа в направлении прокатки и до 25° в перпендикулярном направлении. Большее рассеяние направлений [000,1] в направлении прокатки является, по-видимому, отражением того, что направления преимущественной ориентировки в наблюдаемой двойной текстуре взаимно наклонены друг к другу под углом 30° именно в этом направлении.

Все это находится в согласии с результатами большинства более ранних работ, хотя некоторые авторы и считают, что на правление [000,1] приблизительно перпендикулярно плоскости листа, а наблюдаемые значительные отклонения в направлении прокатки обусловлены большим рассеянием текстуры в этом направлении, чем в перпендикулярном. Вывод о том, что обнаруженная Харгривесом двойная текстура ограничена сплавами, содержащими незначительное количество кальция, по-видимому, ошибочен, поскольку в исследованных им сплавах кальций отсутствовал.

Изучение текстуры при помощи просвечивания лучами .Рентгена дает сведения только о средней ориентации по толщине образца. Чтобы выяснить, одинакова ли текстура по толщине образца, Харгривес получил в медном Kа-излучении рентгеновскую дифракционную картину отражения. Образец был расположен таким образом, чтобы первичный рентгеновский пучок был перпендикулярен направлению прокатки и составлял малый угол с нормалью к плоскости прокатки. В этих условиях в создании дифракционной картины участвует только поверхностный слой. Последовательно удаляя путем травления наружные слои, можно исследовать распределение текстуры вдоль толщины образца. Было найдено, что после глубокого травления ориентация не изменяется. На наружной (нетравленой) поверхности образца плоскость основания параллельна поверхности и имеется только простая текстура. При удалении от поверхности в глубь полосы плоскости основания постепенно наклоняются в разные стороны у каждой поверхности, как показано на рис. 120, так, что в центре полосы в равном соотношении присутствуют две текстуры, характеризуемые наклоном направления [000,1] на угол 15° по обе стороны от нормали к поверхности полосы.

Дальнейший анализ полученных рентгенограмм показал, что в центральной области направления скольжения [112,0] ориентированы беспорядочно, однако на поверхности одно из направлений [112,0] располагается параллельно направлению прокатки. Ясно, что полученные результаты в каждом конкретном случае могут изменяться в зависимости от того, какая толщина полосы удаляется в процессе приготовления образца для рентгенографирования. Обнаружено также, что в некоторых образцах прокатанных при комнатной температуре, направление [101,0] лежит вблизи направления прокатки.

Как и следовало ожидать, судя по текстуре, механические свойства прокатанных образцов магниевого сплава различны в различных направлениях. Так, предел прочности и текучести при растяжении в направлении прокатки ниже, чем в перпендикулярном направлении; в то же время в направлении прокатки ниже и удлинение.

Фроммер предположил, что больший разброс нормалей к плоскости базиса в направлении прокатки, чем в перпендикулярном направлении, не является первопричиной анизотропии свойств. Например, анизотропия в значительной мере исчезает при отпуске, тогда как текстура прокатки остается в основном без изменения. Автор нашел также, что в сплаве, содержащем 4,6% Al и 0,32% Mn, различие в рассеянии нормалей к плоскости базиса в направлении прокатки и в перпендикулярном направлении очень незначительно при малых степенях деформации, хотя анизотропия свойств сохраняется. После увеличения длины прокатанного при комнатной температуре образца на 6,5% типичны следующие свойства:

С увеличением степени деформаций удлинение в направлении прокатки падает более быстро, чем в перпендикулярном направлении, и до более низкого значения. При высоких степенях деформации прочность на разрыв значительно понижается в направлении прокатки и относительно слабо изменяется в перпендикулярном направлении. Фроммер предположил, что в процессе прокатки отдельные кристаллы претерпевают деформации, за счет которых кристаллографические плоскости искривляются вследствие упругого искажения, или, что более вероятно, вследствие фрагментации и относительного смещения фрагментов зерен. Так, плоскости базиса, которые изогнуты вокруг оси, параллельной направлению прокатки, дают рассеяние направлений [000,1] относительно нормали к поверхности полосы в плоскости, перпендикулярной направлению прокатки. Аналогично плоскости основания, изогнутые вокруг оси, -перпендикулярной направлению прокатки (в плоскости полосы) приводят к рассеянию направлений [000,1] в плоскости, содержащей как направление прокатки, так и нормаль к поверхности полосы.

Согласно объяснению Фроммера, степень искривления и перегиба первоначальных плоскостей основания вокруг оси, приблизительно перпендикулярной направлению прокатки, более заметна, чем вокруг оси, параллельной направлению прокатки. Можно ожидать, что искривления сильнее блокируют скольжение по плоскости основания в том случае, когда деформация перпендикулярна оси изгиба, чем когда она параллельна этой оси. Следовательно, как и наблюдается в действительности, пластичность должна быть наибольшей в направлении, перпендикулярном направлению прокатки. Меньшее рассеяние плоскостей основания около направления, перпендикулярного направлению прокатки, по-видимому, объясняет, почему в этом направлении механические свойства выше, чем в направлении прокатки.

Согласно Фроммеру, большее рассеяние направлений [000,1] в направлении прокатки обусловлено процессом искривления. Сохранение характера текстуры после отпуска объясняется тем, что фрагменты зерен служат зародышами для рекристаллизации и, таким образом, определяют области угловых отклонений направлений [000,1] в рекристаллизованной структуре.

Анизотропия свойств прокатанной полосы из магниевого сплава может быть усилена в результате последующих процессов обработки, например правки, при которых также может происходить двойникование. Как видно на рис. 116, это приводит к удлинению в направлениях, параллельных гексагональной оси, а поскольку плоскости основания располагаются приблизительно параллельно поверхности полосы, то в результате двойникования полоса утолщается, что сопровождается соответствующим укорочением в направлении прокатки.

Несколько аналогичные эффекты обнаружены и в прессованных на холоду образцах В этом случае плоскости основания кристаллов ориентируются в основном в направлении прессования, а значит в первом приближении параллельны поверхности. Отклонение от идеальной ориентации достигает приблизительно 20°, и направление [101,0] стремится расположиться в направлении деформации. Направление [000,1] в прессованном образце лежит в плоскости, расположенной под прямым углам к направлению выдавливания, и беспорядочно ориентировано в этой плоскости. В случае такой текстуры свойства сплава при растяжении и сжатии несколько различны: в то время как предел текучести при растяжении обычно имеет нормальное значение, предел текучести при сжатии значительно ниже. Это обусловлено тем, что в направлениях, параллельных плоскостям основания (т. е. вдоль оси выдавливания), в процессе сжатия происходит двойникование, тогда как при растяжении оно отсутствует. Следует указать, однако, что в настоящее время .разработаны методы прессования выдавливанием, позволяющие избежать двойникования. Как и у прокатанных листов, у прессованных изделий двойникование приводит к изменению размеров: выдавленный образец утолщается и одновременно укорачивается.

Свойства прессованных образцов в направлении выдавливания и в поперечном направлении также различны. То, что гексагональные оси кристаллов беспорядочно ориентированы в плоскости, перпендикулярной оси выдавливания, означает беспорядочную ориентировку плоскостей скольжения в направлениях, перпендикулярных оси образца. Это способствует скольжению по плоскостям основания и уменьшает предел текучести в поперечном направлении. Текстура в образце прямоугольного сечения, длина которого значительно превышает поперечные размеры, или в образце переменного сечения значительно более сложная.

Таким образом, анизотропия свойств, которая наблюдается в полуфабрикатах стандартных магниевых сплавов, является прямым следствием процессов деформации, которые, как мы уже видели, в основном характеризуются скольжением по плоскостям основания (000,1) в направлении [112,0] и двойникованием по плоскостям (101,2). При продолжении действия нагрузки осуществить дальнейшую деформацию становится труднее вследствие упрочнения, предел которого изменяется с изменением состава сплава. Этот вопрос .не имеет смысла рассматривать более подробно, поскольку механизм упрочнения, хотя его и объясняют взаимодействием и пересечением дислокационных линий, все еще остается предметом дискуссии. Следует, однако, отметить, что напряжение сдвига при комнатной температуре, требуемое для продолжения растяжения кристалла магния, который был предварительно растянут на 200%, приблизительно в семь раз больше, чем напряжение, необходимое для начала растяжения кристалла в исходном состоянии. Вследствие возникновения текстуры в прокатанных листах магния и его сплавов их значительно труднее изогнуть, чем лист, изготовленный из более тяжелого металла. Как было рассмотрено выше, на поверхности прокатанного листа рассеяние ориентаций меньшее, чем внутри листа; плоскости основания располагаются более параллельно поверхности и, следовательно, более неблагоприятно ориентированы для скольжения под действием растягивающих или сжимающих напряжений, возникающих при изгибе.

Дитрих, используя рентгеновcкий метод исследования текстуры на отражение, очень близкий к методу Харгривеса, подтвердил наличие более высокой степени ориентации плоскостей основания вблизи поверхности образца. Как и Харгривесом, Дитрихом изучалось изменение ориентации на глубине образца, а также свойства изогнутого листа. Было найдено, что, хотя постепенное снятие слоев оказывает незначительное влияние на деформационные характеристики при растяжении, лист становится все легче и легче изогнуть, поскольку высокоориентированные поверхностные слои удалены и степень ориентации плоскостей базиса постепенно уменьшается. Способность к изгибу оценивали по минимальному радиусу кривизны, который мог быть достигнут без трещин и заметно уменьшался по мере того, как рассеяние текстуры становилось более заметным. Конечно, при изгибе максимальное удлинение происходит в поверхностных слоях, так что минимальный радиус изгиба почти полностью определяется удлинением, которое возможно на поверхности. Если же неблагоприятная ориентировка плоскостей базиса, параллельных поверхности, устранена, то легко понятно повышение пластичности при изгибе.

Ясно, что использование метода стравливания поверхностных слоев для повышения пластичности сплавов при изгибе неприемлемо. Текстура в поверхностном слое может быть значительно нарушена дробеструйной обработкой с последующим отжигом при 310° С. После такой обработки кристаллы поверхностного слоя полностью дезориентируются, по крайней мере до глубины 0,76 мм, и поведение сплава при изгибе значительно улучшается. Эффективен также изгиб в противоположном направлении. Так, если полоса вначале изогнута на вальцах до радиуса, приблизительно в 15 раз превышающего толщину полосы, то после отжига происходит значительное рассеяние текстуры, улучшающее поведение материала при изгибе.

Основная часть изменения ориентации происходит в процессе отжига как результат двойни кования, которое имеется на стороне изогнутой полосы, подвергнутой сжатию. По-видимому, это один из немногих случаев, когда отжиг значительно изменяет ориентацию в ориентированной структуре магния.

Имя:*
E-Mail:
Комментарий:
Информационный некоммерческий ресурс fccland.ru © 2019
При цитировании и использовании любых материалов ссылка на сайт обязательна