Содержание к диссертации
Введение
ГЛАВА 1 Методы получения и исследования двойниковых прослоек в металлах
1.1. Особенности экспериментального изучения деформационного двойникования металлических кристаллов 22
1.2. Исследуемые материалы 25
1.3. Деформирование кристаллов 28
1.4. Количественные характеристики двойниковых прослоек ..38
ГЛАВА2 Зарождение деформационных двойников
2.1. Концентраторы напряжений, инициирующие двоиникование при микроин-дентировании 41
2.2. Влияние условий деформирования на интенсивность двойникования 54
2.3. Гетерогенное зарождение двойников при термоциклировании 65
2.4. Дислокационные характеристики двойников 76
ГЛАВА3 Развитие остаточных клиновидных двойников
3.1. Эволюция размеров остаточных клиновидных двойников 82
3.2. Обратимая пластичность на стадии остаточного двойникования 101
3.3. Формы заклинившихся двойниковых прослоек 113
3.4. Стадийность развития остаточного клиновидного двойника в металле ... 123
3.5. Математическое моделирование роста остаточного клиновидного двойника в реальном кристалле 139
ГЛАВА 4 Моделирование механических свойств единичных двойниковых прослоек
4.1. Основные положения моделирования деформационного двойникования металлов— 157
4.2. Описание установившихся процессов деформации двойникованием 165
4.3. Влияние режима знакопеременного нагружения на деформирование сдвой-никованного кристалла 176
4.4. Развитие двойниковой прослойки при пульсации напряжений 181
4.5. Описание отдыха двойни кованных металлических кристаллов 188
ГЛАВА 5 Релаксационные явления н упрочнение на двойниковых границах
5.1. Диссипация энергии на единичных двойниковых прослойках 192
5.2. Экспериментальные исследования диссипации энергии на единичных двойниках в кристаллах висмута и его сплавов. 201
5.3. Внутреннее трение сдвойникованных кристаллов цинка 209
5.4. Дислокационная теория релаксационных явлений на границах остаточных двойниковых прослоек в металлах 214
5.5. Зависимость площади гистерезисных петель от амплитуды напряжений.228
5.6. Экспериментальные оценки феноменологических параметров 234
5.7. Вычисление микроскопических параметров двойникования по площадям гистерезисных петель 236
5.8. Количественное описание упрочнения двойниковых границ при повторных нагружениях 242
5.9. Экспериментальное определение параметров упрочнения двойниковых границ при повторных нагружениях 249
Заключение 255
Список литературы 260
- Исследуемые материалы
- Гетерогенное зарождение двойников при термоциклировании
- Стадийность развития остаточного клиновидного двойника в металле
- Влияние режима знакопеременного нагружения на деформирование сдвой-никованного кристалла
Введение к работе
Развитие науки и техники ставит перед исследователями-металлофизиками задачи создания материалов с принципиально новыми физическими свойствами и разработки надежной теории, способной объяснить их механическое поведение при разных режимах деформирования. Реальная пластичность и прочность кристаллов определяется рядом микроскопических процессов: генерированием, движением и взаимодействием дислокаций, зарождением и перемещением точечных дефектов, развитием микротрещин и т.д. Чтобы целенаправленно воздействовать на механические свойства кристаллических тел, необходимо выделить микропроцессы, определяющие пластические и прочностные характеристики материала в заданных условиях.
На основе широких экспериментальных исследований разработаны дислокационные представления физических процессов, протекающих при скольжении, чистом двойниковании и разрушении. Теория дислокаций стала эффективным аппаратом исследования и моделирования эволюции структуры на атомарном уровне. Установлено, что пластическая деформация монокристаллов может протекать двумя основными способами: скольжением, которое осуществляется движением полных дислокаций, и двойникованием, реализуемым перемещением частичных дислокаций. Пластическая деформация двойникую-щихся металлов, где эти два вида деформации, как правило, протекают одновременно, до сих пор явление малоизученное и не поддающееся прогнозированию. Не существует общепринятых научных представлений о механизмах этого явления. Сложный характер взаимодействия полных и частичных дислокаций при наличии в решетке реального кристалла точечных, линейных и объемных дефектов различных типов затрудняет физическую интерпретацию результатов экспериментов и их теоретическое обобщение. Для создания физических основ прочности и пластичности реальных кристаллов необходимо разработать тео-
рию, содержащую систему кинетических уравнений, описывающих эволюцию ансамблей полных и частичных дислокаций, трещин и точечных дефектов под действием напряжений, приложенных к телу, и создаваемых дислокационными ансамблями, разрывами сплошности и другими дефектами структуры. Из-за неразрешимости проблемы в целом, пока рассматриваются лишь отдельные ее аспекты, причем состояние изучения пластической деформации двойниковани-ем, протекающей в условиях предшествующего и сопутствующего скольжения, является наиболее слабым звеном в комплексе нерешенных задач.
Механическое двойникование представляет собой закономерную переориентацию кристаллической решетки под действием внешней силы. Атомная перестройка кристаллической решетки при двоиниковании идет с соблюдением определенных кристаллографических соотношений [1], при этом атомы в соседних плоскостях перемещаются на расстояния, равные долям параметра решетки. Двойниковые прослойки в кристалле образуются теми же атомными группировками, что и основная решетка, но с отличной от матрицы ориентировкой [2-4]. По своим свойствам, в том числе и механическим, они проявляют определенную автономность по отношению к основной части кристалла и отделены от нее границами, образованными двойникующими дислокациями, то есть скоплениями дефектов кристаллической решетки, которые охватывают сотни кристаллографических плоскостей. В окрестностях двойниковых границ наблюдается неравномерность распределения локальных механических напряжений, образуются очаги перенапряжений, которые инициируют дальнейшее развитие двойникования, сопутствующего скольжения или локального разрушения материала [5]. Градиент искажений кристаллической решетки в объемах кристалла, примыкающих к двойниковым границам, вызывает направленную диффузию, которая со временем приводит к локальному изменению химического состава материала в области границ раздела. В окрестностях двойнико-
вых границ протекают также процессы перехода искаженной кристаллической решетки в термодинамически более устойчивое состояние.
Двойниковые прослойки чаще всего представляют собой тонкие протяженные полоски переменной толщины и могут выполнять различные функции. В деформированных металлических кристаллах в зависимости от ориентации они являются упрочняющим фактором, либо служат причиной заметного разупрочнения. В последнем случае характер элементарных процессов на границах двойников столь значительно отличается от соответствующих элементарных дислокационных актов в матрице, что полностью определяет реальную прочность материала [6].
Деформационное двойникование в металлах, в особенности на начальных этапах, - типичное мезоскопическое явление [7, 8], По масштабу охватываемых объемов кристалла оно занимает промежуточное положение между микро- и макропроцессами. На начальной стадии зарождения и развития деформации в двойниковую перестройку вовлекается настолько большое число атомов, что в их перемещении наблюдаются элементы коллективного поведения, в то же время относительный объем передвойникованного на этой стадии материала слишком мал, чтобы оказать заметное влияние на большинство физических характеристик аддитивного характера. По мере развития двойниковых образований в материале формируются большие внутренние поверхности, влияющие на кинетику многих физических процессов, и двойникование в этом случае приводит к заметному изменению ряда фундаментальных свойств кристаллической среды. Известно влияние двойниковых границ на электрические, магнитные, оптические свойства кристаллов и на сверхпроводимость.
Специфические свойства двойниковых границ [9], их зависимость от условий возникновения и развития двойника [10, 11], разнообразие вариантов взаимодействия двойникующих дислокаций с дефектами структуры, чувствительность как дефектов, так и границ двойников к температуре и режимам нагруже-
ния [12-14], невозможность управления этим процессом, непредсказуемость поведения двойниковых границ даже в случае единичных двойниковых прослоек в различных экспериментальных ситуациях, методические трудности контроля за изменением структуры двойниковых границ и определяющее влияние структурных неоднородностей на динамические характеристики двойников [15, 16], нестабильность свойств и структуры границ во времени из-за интенсивных диффузионных процессов в поле ориентированных и резко спадающих напряжений в примыкающих к границам раздела объемах кристалла [17] и, наконец, необходимость изучения перечисленных явлений на дислокационном, атомарном и мезоскопическом уровнях привели к пониманию исключительной трудности проблемы исследования двойникования в металлах в методическом, экспериментальном и теоретическом отношениях.
Усложняющим фактором для теоретического описания деформации металлов является существенно нелинейный характер поведения двоиникующегося материала под нагрузкой. Даже в физически наиболее простой формулировке задача о равновесии системы, состоящей из единичного упругого клиновидного двойника в кристалле и внешней силы, для своего решения требует значительных упрощений.
Работа исследователей затруднена еще и тем, что в мировой литературе по двойникованию имеется всего несколько монографий, наиболее важными и полными из которых являются монографии М.В. Классен-Неклюдовой [1] и B.C. Бойко, Р. И. Гарбера, А. М. Косевича [18], однако [1] отражает результаты, полученные лишь до начала 60-х годов прошлого века, а в [18] рассматривается механическое двойникование только ионных кристаллов.
Современное состояние проблемы экспериментального и теоретического исследования деформационного двойникования кристаллов можно охарактеризовать следующим образом.
Разработаны методики экспериментального изучения двойникования в прозрачных ионных кристаллах, установлены стабильные количественные характеристики двойниковых прослоек в случае чистого двойникования, подробно и полно экспериментально изучено двойникование в кальците [18].
Предложены модели двойникующих дислокаций [19] и дислокационных источников [20]. Оценочные расчеты [21] показывают, что для гомогенного образования двойникового зародыша в свободной от дефектов области кристалла требуются механические напряжения порядка прочности кристалла. Однако из практики изучения механического двойникования кальцита и металлов известно, что истинные напряжения начала двойникования на самом деле значительно меньше [22]. Более того, величины критических напряжений, вызывающих появление деформационных двойников, для одних и тех же кристаллов у разных авторов отличаются большим количественным разбросом [23-26]. В других дислокационных моделях [23, 27-34] учитывается тот факт, что образование двойников облегчается при наличии гетерогенных включений, являющихся внутренними концентраторами напряжений. Из всех моделей следует, что как при гомогенном, так и при гетерогенном зарождении двойников необходимы
напряжения порядка (ІСГ2 —iO~l)G, где G - модуль сдвига.
Экспериментально доказана дислокационная структура двойниковых границ, изучены динамические характеристики двойникующих дислокаций в кальците [18].
Выявлена стадийность процесса пластической деформации двойниковани-ем. По Гарберу [35], в отсутствии скольжения в процессе развития деформационной двойниковой прослойки можно выделить три стадии, определяемые соответствующими предельными напряжениями. Перестройка кристаллической решетки начинается стадией упругого двойникования. В образце появляется тонкий клиновидный двойник, который полностью выходит из кристалла при разгрузке [36], сдвойникованная область исчезает, и образец приобретает ис-
ходную кристаллическую структуру. Вторая стадия соответствует образованию остаточного двойника - прослойки с плоскопараллельными границами, проходящей через все сечение образца. Она возникает, когда клиновидный двойник, достигнув в длину размера, сопоставимого с половиной толщины образца, скачком превращается в сквозную прослойку, которая не вытесняется из кристалла после устранения внешней силы. При увеличении напряжений до третьего предела начинается расширение двойниковой прослойки за счет перемещения двойниковых границ в направлении, перпендикулярном плоскости двойникования.
Явление упругого двойникования обнаружено как в ионных, так и в металлических кристаллах, и обладает общими закономерностями: упругий двойник под нагрузкой растет непрерывно, плавно, пропорционально, сохраняя неизменной свою форму; размеры двойникового клина определяются только величиной внешней нагрузки и всегда пропорциональны ей [37].
Стадия упругого двойникования изучена количественно в ионных и в металлических кристаллах [1, 18, 37]. Установлена универсальность основных закономерностей чистого двойникования в материалах с различными кристаллическими структурами и типами связей. Сделан вывод о том, что механическое двойникование является фундаментальным свойством кристаллических систем, обусловленным анизотропией упругих свойств решетки [38-40].
Создана дислокационная теория упругого двойникования [41].
Изучены кристаллографические элементы и условия проявления двойникования во многих минералах, металлах, сплавах и химических соединениях [24-48]. Накоплено большое количество экспериментальных данных по развитию двойниковых прослоек в различных металлических и неметаллических кристаллах, изучены закономерности атомных перемещений при механическом двойниковании, сформировано понимание сложных температурных зависимо-
стей процессов перестройки кристаллической решетки в двойниковое положение при различных уровнях действующих напряжений.
Исследовано влияние различных факторов на двойникование, таких как дефектность кристаллов, примеси и легирование, типы твердых растворов, режимы деформирования и др. [19,49].
Изучая закономерности развития деформационных двойников в кальците, Р. И. Гарбер пришел к заключению об аналогии механических свойств единичной двойниковой прослойки и кристаллического макротела [50].
Дальнейшие экспериментальные исследования единичных двойниковых прослоек в ионных и металлических кристаллах [18, 37, 41, 51-62] надежно подтвердили сходство механического поведения единичной двойниковой прослойки и моно- или поликристаллического образца под нагрузкой. В развитии единичных двойников в различных типах кристаллов при разных режимах на-гружения экспериментально обнаружены явления, имеющие аналоги при деформировании металлических образцов скольжением: на стадии упругого двойникования - упругое последействие и гистерезис; на стадии расширения остаточных двойников - текучесть, ползучесть (утолщение двойника с постоянной скоростью при постоянной нагрузке) и упрочнение. В металлах выявлены и подробно изучены такие свойства единичных двойниковых прослоек как упругость [63-66], упрочнение [65—73], разупрочнение и релаксация напряжений на двойниковых границах [74-77], внутреннее трение [78, 79], гистерезис [80-82], ползучесть границ раздела [83], эффект Баушингера [84-92].
Установлено, что в кинетике развития пластической деформации скольжением [93], двойникованием [18], роста мелких трещин [94] и мартенситных игл [94—96] существует физическое сходство, обусловленное общностью их дислокационной природы и наличием границ раздела, оказывающих определяющее влияние на механические свойства кристаллов под нагрузкой.
И двойникование, и мартенситные превращения - процессы бездиффузионные, они протекают в результате кооперативного движения атомов без разрыва межатомных связей и изменения ближнего порядка. Большие скорости развития этих процессов, сопровождающие их звуковые эффекты, появление рельефа на поверхности, полярность и даже частичные дислокации Шокли, осуществляющие структурную перестройку в обоих случаях, указывают на физическое родство механического двойникования и мартенситных превращений. Существенным отличием этих процессов является только то, что при двойниковой перестройке кристаллическая решетка не изменяется, а при мартенситном превращении происходит принципиальное изменение кристаллографических характеристик решетки, например, из ОЦК (аустенит) решетка превращается в ГЦК (мартенсит) или структура типа ГЦК переходит в ГПУ кристаллическую структуру [96]. Двойникование - наименее изученный из указанных процессов. Его изучение представляет не только самостоятельный интерес, но важно также в общефизическом плане. Принципиально новые данные в одной из перечисленных областей приводят к прогрессу познания во всех вопросах пластической деформации, разрушения и фазовых превращений.
Разработан аппарат нелинейной механики деформируемого твердого тела для расчета краевых задач деформации [97] и с успехом использован в мезоме-ханике для точного решения двумерных краевых задач теории трещин, теории дислокаций, задачи равновесия зародыша в матрице [98], что открывает перспективы адекватного теоретического описания двойникования.
В последние десятилетия основные исследования деформационного двойникования проводятся в следующих направлениях;
- изучение движения ансамблей двойникующих дислокаций, образующих двойниковую прослойку; численный расчет их энергии и равновесной конфигурации, динамических характеристик скоплений двойникующих дислокаций в зависимости от уровня действующих напряжений [34,99];
экспериментальное определение кристаллографических элементов двой-никования, выявление закономерностей зарождения и развития двойниковых прослоек при различных видах воздействий на кристалл [4];
исследование прочностных свойств сдвойникованных объемов в различных вариантах взаимодействия возможных систем скольжения и двойникова-ния при изменении ориентации сдвоиникованнои структуры по отношению к приложенной нагрузке [100];
поиски практических возможностей вклада механического двойникова-ния в повышение реальной прочности и пластичности технологически наиболее важных материалов [30,101];
изучение влияния двойникования на физические свойства кристаллической решетки (термодинамические, магнитные, электрические, оптические, акустические) [9, 18, 102];
выяснение роли механического двойникования в процессах пластической деформации, разрушения и фазовых превращений [96].
Несмотря на несомненный прогресс в понимании физики чистого двойникования, в области изучения деформационного двойникования металлов к началу выполнения данной диссертации накопилось много нерешенных проблем, оказавших определяющее влияние на формулировку цели и постановку задач исследования. К ним можно отнести;
хорошо отработанные и эффективные экспериментальные методики изучения двойникования прозрачных ионных кристаллов неприменимы к металлам, нет общепринятых методов экспериментальных исследований двойникования в металлических кристаллах; все выводы о кинетике процесса делаются на основании конечного результата деформирования кристалла;
отсутствуют устойчивые общепринятые количественные характеристики механического двойникования, что не позволяет трактовать данные различных исследователей с единых позиций;
изучение динамических характеристик двойникующих дислокаций в металлических кристаллах не проводилось;
дислокационная теория упругого двойникования неприменима к двойни-кованию металлов, так как она не учитывает наличие предшествующего и сопутствующего скольжения;
не существует убедительных экспериментальных доказательств правильности ни одной из существующих дислокационных гипотез зарождения двойников. Создание более реалистичной модели двойникования сдерживается недостаточной базой экспериментальных данных по изучению особенностей возникновения двойников в кристалле с учетом его реальной структуры;
отсутствуют данные о закономерностях зарождения деформационных двойников в металлах под действием концентрированной нагрузки;
литературные сведения о кинетике двойникования в металлах носят разрозненный характер и не поддаются системному анализу; невоспроизводимость экспериментальных данных приводит к тому, что результаты различных авторов несопоставимы между собой, а иногда и противоречат друг другу; до настоящего времени актуальны поиски устойчивых количественных характеристик двойникования;
- развитие остаточных деформационных двойников в металлах не уклады
вается в схему стадийности чистого двойникования. В металлах сложно полу
чить упругий двойник. В результате взаимодействия с дефектами структуры
вызванный сосредоточенной нагрузкой двойник застопоривается и не выходит
из образца после устранения внешней силы. Появляется нетипичная для ион
ных кристаллов прослойка — остаточный двойниковый клин. Клиновидный
двойник на стадии остаточного двойникования - специфическая особенность
пластичности металлов. Систематические исследования эволюции размеров и
формы остаточных клиновидных двойников в металлах до настоящего времени
не проводились. Кроме того, в металлическом образце невозможно получить
двойниковую прослойку со строго когерентными границами (совпадающими с плоскостью двойникования), проходящую через все сечение кристалла. Применительно к металлам вопрос стадийности двойникования требует дополнительных исследований;
не сформированы физические представления о закономерностях пластической деформации двойникованием, протекающей в условиях предшествующего и сопутствующего скольжения;
имеются лишь единичные работы по теоретическому изучению отдельных аспектов двойникования металлов: сделан расчет напряжений, создаваемых скоплением двойникующих дислокаций, поджатых к препятствию [17]; показано, что имеет место связь между напряжением двойникования и энергией дефектов упаковки; движение двойниковой границы трактуется как распространение упругого возмущения в кристаллической решетке [103];
накоплен большой объем экспериментальных данных о поведении единичных двойниковых прослоек в металлах при различных режимах нагружения [63-92], свидетельствующий о принципиальной возможности теоретического описания механических свойств единичных двойниковых прослоек в рамках механики деформируемого твердого тела, однако полученные результаты пока не нашли объяснения с единой точки зрения.
Актуальность проблемы. Исследования фундаментальных закономерностей деформационного двойникования в реальных кристаллах и его влияния на механические и физические характеристики металлов имеют большое научное и прикладное значение. Увеличивается ассортимент новых технически важных материалов с низкосимметричными кристаллическими решетками и гетерофазії ыми структурами. В таких материалах чаще основным видом пластической деформации является не скольжение, а двойникование. Диапазоны рабочих параметров современной техники расширяются в области низких температур и динамических нагрузок, в результате чего двойникование становится неотъем-
лемым видом деформации обычных конструкционных материалов. Возможно использование механических двойников в качестве элементов устойчивой внутренней структуры, обеспечивающей высокопрочное состояние двойникующих-ся материалов, что является одним из резервов целенаправленного изменения механических свойств металлов. Границы раздела фаз и двойников могут служить узлами накопления и переработки информации. Механическое двойнико-вание играет важную роль в проявлении эффектов памяти формы, которые в настоящее время интенсивно изучаются, их применение открывает большие перспективы во многих отраслях техники. Управление процессами зарождения и развития двойников, особенно на клиновидной стадии, позволит значительно расширить возможности использования необычных свойств сплавов, обладающих памятью формы. Практическое освоение технологически перспективных сплавов на основе двойникующихся металлов сдерживается из-за невозможности управления пластической деформацией двоиникованием.
Состояние изучения двойникования металлов не отвечает ни запросам техники, ни уровню современной фундаментальной науки. К настоящему времени не сформированы физические представления о закономерностях деформационного двойникования в условиях развитого скольжения, отсутствуют сведения о микропроцессах, обеспечивающих реализацию пластической деформации двоиникованием в металлических кристаллах, что делает невозможным не только практическое использование, но даже прогнозирование его зарождения и развития. Сложившаяся ситуация в изучении двойникования объясняется, прежде всего, многофакторностью явления, большими скоростями его протекания и отсутствием надежных методик изучения. Выяснение микромеханизмов эволюции дефектной структуры металлов в процессах пластической деформации является актуальной проблемой физики конденсированного состояния.
Цель работы и основные задачи исследования. Научная и практическая важность изучения деформационного двойникования металлов, а также ком-
плекс нерешенных проблем определили цель и задачи данного исследования. Целью работы является комплексное экспериментальное изучение закономерностей зарождения и развития остаточных деформационных двойников в металлах с ромбоэдрической и гексагональной решетками; формирование физических представлений о двойниковой перестройке кристаллической структуры при наличии скольжения; обоснование, построение и реализация феноменологического описания механических свойств единичных двойниковых прослоек в металлах.
Из-за невозможности непосредственного наблюдения за процессами двой-никования в непрозрачном металлическом образце выводы о микропроцессах, протекающих в кристалле под нагрузкой, можно делать только на основании косвенных данных об изменении механических характеристик материала на ме-зо- и макроуровнях. Наиболее адекватной методологией научного исследования в данном случае является моделирование двойниковой перестройки на основании анализа наиболее общих экспериментальных закономерностей зарождения и развития деформационного двойника в металле, включающего создание физической модели; описание процессов с помощью математических уравнений, проведение расчетов и проверку адекватности физической и математической моделей с помощью натурных экспериментов.
Для реализации программы исследования решались следующие задачи:
- разработка экспериментальных методик, позволяющих получать воспро
изводимую количественную информацию об эволюции остаточных деформа
ционных двойников в металлах под нагрузкой;
— накопление, обработка и физический анализ статистических эксперимен
тальных данных об изменении размеров и форм единичных клиновидных двой
ников и их ансамблей при увеличении действующих механических напряжений
в металлических монокристаллах с гексагональной и ромбоэдрической решет
ками при статическом, импульсном и термомеханическом воздействиях;
экспериментальные исследования механических свойств единичных двойниковых прослоек в металлах при непрерывном, знакопеременном и пуль-сирующем нагружениях;
анализ сдвиговых процессов на двойниковых границах с ростом нагрузки, выявление микромеханизмов пластичности металлических кристаллов на стадии остаточного двойникования и количественное изучение их силовых, температурных и временных зависимостей;
разработка физической модели роста остаточного клиновидного двойника в реальном кристалле, математическое моделирование движения ансамбля двойникующих дислокаций через сетку случайных препятствий;
моделирование и количественное феноменологическое описание механического поведения единичной двойниковой прослойки в металлическом кристалле при различных режимах нагружения;
дислокационная трактовка параметров феноменологического описания остаточного деформационного двойникования металлов.
Научная концепция. Разработка основ физики и механики процессов пластической деформации двойникованием в условиях предшествующего и сопутствующего скольжения на базе экспериментальных исследований эволюции дефектной мезоструктуры металлов с разной кристаллографической структурой при различных режимах нагружения в широком диапазоне изменения силовых, температурных и временных параметров деформирования.
Научная новизна. Все полученные в диссертации результаты являются новыми. Впервые разработана методика исследования деформационного двойникования металлических кристаллов и проведено последовательное систематическое экспериментальное изучение зарождения и развития остаточного деформационного двойникования в металлах с гексагональной и ромбоэдрической решетками на клиновидной стадии и стадии сквозной двойниковой прослойки при различных режимах нагружения. Обнаружены новые явления на
не когерентных двойниковых границах и установлены физические закономерности пластической деформации двойникованием при наличии скольжения, обусловленные коллективным поведением двойникующих дислокаций, образующих деформационный двойник, а также вероятностной природой перераспределения деформации в ансамбле механических двойников у концентраторов напряжений. Выявлены элементарные дислокационные механизмы структурной перестройки в условиях взаимодействия деформационного двойника с дефектами структуры. Разработана статистическая модель роста клиновидного двойника в реальном кристалле. Развит единый макроскопический подход к количественному описанию механического поведения единичных двойниковых прослоек в металлах, установлен дислокационный смысл феноменологических параметров.
Основные положения, выносимые на защиту:
Закономерности зарождения остаточных клиновидных двойников в металлах под действием сосредоточенной нагрузки при статическом, импульсном и термомеханическом воздействиях. Явление образования двойниковой текстуры в монокристаллах висмута, сурьмы и цинка в результате гетерогенного зарождения двойниковых прослоек при термоцикл ировании.
Закономерности эволюции размеров и формы остаточной клиновидной двойниковой прослойки в условиях предшествующего и сопутствующего скольжения с ростом внешней сосредоточенной нагрузки. Неравномерное, непропорциональное, неоднозначное изменение размеров двойникового клина, отсутствие корреляции между процессами генерирования и перемещения двойникующих дислокаций на границах раздела. Перераспределение деформации на границах двойников в ансамбле, проявления обратимой пластичности на стадии остаточного двойни кования.
Стадийность в развитии остаточного клиновидного двойника. Микромеханизмы формирования остаточных двойниковых прослоек в металлах, их силовые и температурно-временные зависимости.
Вероятностная математическая модель роста клиновидного двойника в реальном кристалле, построенная на основании экспериментально обоснованной физической концепции об определяющей роли взаимодействия двойни-кующих дислокаций со стопорами двух типов. Экспериментальная проверка модели.
Метод моделирования и количественного описания механических свойств единичных двойниковых прослоек в металлах при различных режимах нагружения. Феноменологическое описание релаксационных явлений и упрочнения на двойниковых границах. Экспериментальное определение феноменологических параметров макроскопического описания.
Дислокационные трактовки феноменологических параметров описания остаточного двойникования в металле, устанавливающие связь макро- и микрохарактеристик ансамбля двойникующих дислокаций, образующих двойниковую прослойку; их экспериментальные оценки.
Практическая ценность работы. Научная значимость результатов исследования определяется тем, что они формируют физические представления о механизмах деформационного двойникования в условиях развитого скольжения, дают единый макроскопический подход к описанию механического поведения единичных двойниковых прослоек при различных режимах нагружения и могут служить основой при создании общей теории прочности и пластичности двойни кующихся кристаллов.
Практическая значимость заключается в возможности целенаправленного воздействия на интенсивность протекания микропроцессов двойникования, что позволяет наметить пути практического решения проблемы упрочнения и пластификации двойни кующихся металлов. Обнаруженный эффект пластификации
за счет образования двойниковой текстуры в поверхностных слоях монокристаллов при термоциклировании может стать эффективным элементом при разработке методов повышения пластичности двойникующихся материалов. Обратимость двойникования на границах раздела прослоек свидетельствует о том, что она является эффективным и пока не освоенным в практическом плане механизмом релаксации внутренних напряжений.
Полученные в диссертации результаты могут быть использованы в физическом материаловедении при создании новых высокотехнологичных материалов с заданными механическими и физическими свойствами, в физике прочности и пластичности при разработке методов упрочнения и пластификации металлов и сплавов, в физике конденсированного состояния для создания фундаментальной физической теории пластической деформации реальных кристаллов. Отдельные результаты работы могут быть использованы в спецкурсах по физике прочности и пластичности при подготовке специалистов в высших учебных заведениях. Разработанные экспериментальные методики, подходы к моделированию и описанию деформационного двойникования могут быть полезны при изучении родственных физических явлений, таких как без диффузионные (мар-тенситные) фазовые превращения и разрушение.
Апробация работы. Основные результаты работы докладывались и обсуждались на VI и VII Республиканских конференциях молодых ученых по физике (Минск, 1980, 1982 гг.), V Республиканской конференции математиков Белоруссии (Гродно, 1980 г.), II и III Всесоюзных школах по физике пластичности и прочности (Харьков, 1981, 1984 гг.), IV Международной школе-симпозиуме «Физика и химия твердого тела» (Благовещенск, 1994 г.), VIII Белорусской математической конференции (Минск, 2000 г.), XXXVI Международном семинаре «Актуальные проблемы прочности» (Витебск, 2000 г.), XXXVII Международном семинаре «Актуальные проблемы прочности» (Киев, 2001 г.), XXXVIII Международном семинаре «Актуальные проблемы прочности» (С.-Петербург,
г.), XIII Петербургских чтениях по проблемам прочности (С.-Петербург,
г.), Всероссийской конференции «Дефекты структуры и прочность кристаллов» (Черноголовка, 2002 г.), XIV Петербургских чтениях по проблемам прочности (С.-Петербург, 2003 г.), III Международной конференции «Микромеханизмы пластичности, разрушения и сопутствующих явлений (MPFP)» (Тамбов, 2003 г.), Международной конференции «Актуальные проблемы физики твердого тела» (Минск, 2003 г.), Международной научно-технической конференции «Материалы, оборудование и ресурсосберегающие технологии в машиностроении» (Минск,*2003 г.), XLII Международном семинаре «Актуальные проблемы прочности» (Калуга, 2004 г.), на научных семинарах отдела фазовых превращений института металлофизики НАН Украины (Киев), лаборатории пластичности ФТИНТ НАН Украины (Харьков), кафедры физики твердого тела БГУ (Минск), в координационном совете по физике прочности и пластичности и новым методам обработки материалов ФТИ НАН Беларуси (Минск), на заседании металлургической секции ученого совета ФТИ НАН Беларуси (Минск), на научном семинаре института машиноведения РАН (С.-Петербург, руководитель академик Н. Ф. Морозов), на кафедре вычислительных методов механики деформируемого тела СПбГУ (С.-Петербург, руководитель профессор Ю. М. Даль), на кафедре теоретической и прикладной механики СПбГУ (С.Петербург, руководитель профессор П. Е. Товстик).
Исследуемые материалы
Выбор кристаллов для экспериментального изучения наиболее общих закономерностей зарождения и развития деформационного двойникования на стадиях образования остаточной клиновидной и сквозной двойниковых прослоек определялся следующими соображениями. Исследуемые металлы должны иметь различные кристаллические решетки и обладать разными пластическими свойствами. Среди них должны быть материалы, принадлежащие к той же кристаллической сингонии, что и ионные кристаллы, на которых изучались закономерности чистого двойникования. При комнатной температуре в них должны реализовываться оба вида пластической деформации - скольжение и двойникование. В связи с необходимостью проведения большого количества однотипных измерений в идентичных условиях монокристальные образцы должны обладать рабочей поверхностью, обеспечивающей высокое качество наблюдений рельефа и точность измерений с помощью металлографического микроскопа. Их изготовление не должно быть связано со сложной обработкой, приводящей к искажению структуры. Всем перечисленным требованиям в полной мере отвечают использованные в исследовании материалы. Эксперименты проводились на монокристальных образцах металлов гексагональной — цинк, бериллий, кадмий и ромбоэдрической - висмут (ВІ99, ВІ9б), сурьма - кристаллографических систем, а также сплавов на их основе: Bi9sSb5; ВЇ99РЬь Bi99Snb BiwSbi; Bi92Sbg; ВІ98.3РЬі.7; Bi9g.3SbL7; Bi98Sn2; Bi94Sn6; Bi88Sb12; Be99.6Cuo,4; Ве97.7Си2.з; Be9oCu10. Подбор легирующих добавок обеспечивал получение материалов с различными свойствами. Сплавы Bi-Sb представляют собой однородные твердые растворы, кристаллы Bi-Pb - гетерогенные сплавы, ВІ-Sn и Ве-Cu - твердые растворы с гетерогенными включениями [ПО].
В широком интервале температур в этих металлах скольжение предшествует двойникованию и на всех этапах сопровождает его, кроме того, развитие двойников в них может сопровождаться хрупким разрушением. Монокристаллы висмута и сурьмы, так же как и кальцит, принадлежат к тригональной кристаллической сингонии. Достаточно проста методика выращивания монокристаллов и изготовления рабочих образцов висмута, сурьмы, цинка и их сплавов. Эти кристаллы обладают совершенной плоскостью спайности, сколы (111) в ромбоэдрических и (0001) в ГПУ кристаллах являются естественными металлографическими шлифами и не требуют дополнительной обработки для исследования поверхности под микроскопом. Их структуру легко контролировать методом избирательного травления [111-113]. Подробно изучена кристаллография двойникования и скольжения перечисленных металлов. При деформировании висмута, сурьмы и сплавов на их основе в окрестности концентратора напряжений одновременно протекают скольжение по двум системам: легкое базисное в системе {111} 110 и вторичное - с более высоким пределом текучести в системе {111} 110 , и двойникова-ние в системе {110} 001 [70]. В ГПУ решетке реализуются три системы скольжения: легкое — по плоскости базиса (0001) 1120 , более трудное - пирамидальное в системе {1122} 1 123 и призматическое в системе {1010} 1120 [114]. Двойникование в ГПУ структурах протекает в системе {1012} 1011 [24, 114]. В большинстве металлов с гексагональной плотноупакованной структурой призматическое скольжение проявляется только при высоких (предплавиль-ных) температурах. И лишь в бериллии ввиду малости параметра с/а оно явно выражено уже при комнатных температурах [210, 211]. Все исследуемые металлы имеют единственную систему двойникования, что обеспечивает достоверность физических трактовок полученных результа- -тов и значительно упрощает дислокационное моделирование процессов двойниковой перестройки структуры.
Подобно кальциту в случае чистого двойникования, кристаллы висмута, сурьмы и цинка стали классическими материалами для изучения закономерностей двойникования металлических кристаллов. Существует много работ, посвященных исследованию развития двойниковых прослоек и влияния сдвойни-кованных областей на механические и физические свойства кристаллов Zn, Be, Cd, ВІ, Sb [71, 86, 88]. Детально изучены напряжения зарождения двойников [24, 34, 117], скорость роста двойниковых прослоек [38, 59], взаимодействия двойникующих и полных дислокаций [118, 119], гистерезисные явления и эффект Баушингера на двойниковых границах [76, 79, 85]. Исследованы многие аспекты кинетики механического двойникования в цинке, висмуте, сурьме и сплавах. Установлено, в частности, что легирование висмута сурьмой, оловом и свинцом приводит к уменьшению скорости роста двойников [120] и изменяет гистерезисные свойства остаточных двойниковых прослоек [80, 82] и др. Подробный анализ результатов экспериментального изучения механического двойникования металлов дан в обзоре [34]. Привлечение литературных данных по двойникованию исследуемых металлов к анализу ре
Гетерогенное зарождение двойников при термоциклировании
Известно, что при термоциклической обработке в монокристаллах растет плотность дислокаций, что приводит к изменению их структуры и механических свойств [159]. В связи с этим представляет большой практический интерес исследование устойчивости кристаллической решетки по отношению к двойниковой перестройке при многократных изменениях температуры для выявления дополнительных возможностей пластификации материала путем создания условий, благоприятных для размножения и движения двойникующих дислокаций. С этой целью проведено изучение влияния термоциклирования на пластичность монокристаллов ВІ, Sb и Zn и обнаружено явление формирования структуры поверхностных слоев образцов в результате гетерогенного зарождения и развития двойников под действием термических напряжений. Термоциклирование ненагруженных монокристальных образцов осуществлялось в интервале температур (77 о-373) К при средней скорости изменения температуры 20 град/с. Один цикл охлаждения-нагревания длился 40 секунд, при этом скорость нагревания была в два раза меньше скорости охлаждения. В процессе термоциклирования делались перерывы для металлографического контроля структуры поверхности и измерения микротвердости на плоскости спайности монокристалла. При быстром нагреве и охлаждении из-за температурного градиента в образце возникают термоупругие напряжения, величина которых оценивалась по формуле [160]: Ьобр - размер образца вдоль градиента температуры, а - коэффициент термического расширения кристалла в направлении деформации, Е - модуль Юнга. Значение gradT для образцов толщиной Ьобр «5-10 м в экспериментах достигало величины -6-10 град/лі. При таких условиях в кристаллах висмута о согласно (2.3.1), возникали термические напряжения т и =1,27 40 Па. Напряжения такого уровня превышают предел текучести для базисного скольжения во всех исследованных кристаллах.
Деформация за один цикл нагревания-охлаждения составляла [159] коэффициенты расширения в разных направлениях, AT - разность температур при термоциклировании. Дополнительным методом контроля термических напряжений служила оценка эффективных напряжений в зоне деформирования по увеличению диагонали отпечатка алмазной пирамидки после термоциклирования нагруженных образцов. Оказалось, что первый цикл охлаждения-нагревания приводит к увеличению диагонали отпечатка, соответствующему росту сосредоточенной нагрузки на кристалл примерно вдвое; 5 циклов равноценны 4-х кратному увеличению статической нагрузки на индентор. В кристаллах висмута, сурьмы и цинка при термоциклировании протекают сходные процессы двойникования, отличающиеся лишь интенсивностью. В висмуте это явление наиболее выражено и удобно для количественного изучения, поскольку уже при AT = 100 град термоциклирование в нем сопровождается структурными и объемными изменениями [159] и поверхности рабочих образцов висмута, на которых проводились наблюдения, менее подвержены порче от контакта с жидким азотом, чем плоскости спайности монокристаллов сурьмы и цинка, в связи с чем основные экспериментальные данные, приведенные в работе, относятся к висмуту. Первые металлографически разрешимые двойники возникают через 20-30 циклов (рис. 2.3.1) и представляют собой очень тонкие линзовидные прослойки с толщиной около 0,5 мкм в наиболее утолщенной части (рис. 2.3.1, а). После 30 циклов в висмуте можно наблюдать группы мелких двойников, образующих характерные узоры, обусловленные кристаллографией двойнико-вания (рис. 2.3.1, в, г). Появление двойников группами свидетельствует об автокаталитическом развитии структуры, как и в случае зарождения мартенсит-ных игл [161], то есть возникновение первых двойников приводит к созданию локальных напряжений, которые стимулируют зарождение и развитие новых очагов двоиникования. Это явление еще раз указывает на физическое родство таких процессов как механическое двойникование и мартенситные превращения [1], однако в кинетике их развития есть существенные отличия. Мартенситные кристаллы возникают практически мгновенно и дальнейший рост мар-тенситной фазы осуществляется только за счет зарождения новых кристаллов мартенсита [161]. В нашем случае рост сдвойникованного объема осуществлялся как в результате появления новых, так и развития ранее возникших двойников (рис. 2.3.2). С увеличением числа термоциклов от 30 до 100 происходит активное развитие имеющихся двойников и незначительный рост их числа (рис. 2.3.2, а-в). Толщина отдельных двойников на этой стадии достигает 2-5 микрон, длина — 30-40 микрон, общая передвойникованная площадь составляет 15-20 процентов рабочей поверхности образца.
Линзовидные двойники утолщаются (рис. 2.3.2, а), их границы почти на всей протяженности отклоняются от кристаллографических плоскостей, растет угол раствора в вершине прослойки. Некогерентная двойниковая граница - источник больших локальных напряжений. Наличие каких-либо неоднородностей на ней приводит к образованию двойникующих дислокаций на границе внутри кристалла [86, 162-164], что и обеспечивает рост прослойки в направлении, перпендикулярном плоскости двоиникования в висмуте [010]. Гетерогенное развитие двойника проявляется как перестройка дискретных объемов исходного материала в двойниковую ориентацию путем последовательного нарастания двойниковых слоев в результате размножения петель двойникующих дислокаций, имеющихся на некоторых участках границ раздела. Зарождение двойникующих дислокаций контролируется объемной плотностью дефектов структуры, то есть их количеством и характером распределения. Эффективность гете-рогенностеи структуры как центров зарождения двойникующих дислокаций определяется их близостью к двойниковым границам.
Стадийность развития остаточного клиновидного двойника в металле
Во всех сериях проведенных в работе экспериментов можно уверенно проследить три стадии развития клиновидных двойников, линейные размеры которых гораздо меньше размеров образца. То есть в экспериментах фактически моделировались условия развития деформационных двойников в реальных материалах, когда все двойникующие дислокации, обеспечивающие двойникова-ние, остаются в объеме образца, образуя границы раздела. Первая стадия. Если под действием концентрированной нагрузки локальные напряжения достигают значений, при которых кристаллическая решетка теряет устойчивость, то в наиболее благоприятно ориентированной плоскости двойникования за время 10 -10 с образуется тонкий двойниковый клин с h _3 параметром, характеризующим некогерентность границ 10 (рис. 3.4.1, а). Возникновение двойника сопровождается образованием поверхности раздела, обладающей энергией, и происходит скачком, о чем свидетельствует излучение звука. Формирование ансамбля двойникующих дислокаций включает несколько последовательных событий: активизация источника двойникующих дислокаций, генерирование и перемещение двойникующих дислокаций со скоростью сотен метров в секунду в плоскости двойникования в направлении двойникова-ния. Количественные оценки времени зарождения двойника и скорости перемещения его вершины проводились по звуковой эмиссии, сопровождающей зарождения двойника. Полученные данные хорошо согласуются с результатами изучения скорости двойникования методом скоростной киносъемки [38]. Поскольку для перестройки одной кристаллографической плоскости в двойниковую ориентацию необходима только одна дислокация, то клиновидный двойник представляет собой совокупность плоскостей, в которых начато, но не окончено по всему сечению образца двойникование. Области перехода от сдвойникованной части к несдвойникованной в каждой кристаллографической плоскости представляют собой линии двойникующих дислокаций.
На этой стадии ансамбли двойникующих дислокаций состоят из 10 -104 дислокаций со средним расстоянием между ними порядка тысячи параметров решетки, что легко вычисляется из металлографически измеримых размеров тонкого остаточного двойникового клина на плоскости спайности (рис. 3.4.1, а). При таких расстояниях между дислокациями ансамбль ведет себя как единое целое: генерирование или поглощение источником группы дислокаций и даже смещение одной дислокации приводит к перегруппировке дислокаций во всем ансамбле. Подобное поведение двойникующих дислокаций имеет место на границах упругого двои ни ка [41]. Можно полагать, что концентрация напряжений, а, следовательно, и запасенная в окрестностях данного концентратора энергия упругой деформации в идентичных экспериментах одинакова. Однако длина возникающих двойников у одного и того же концентратора напряжений отличается на один-два порядка (рис. 3.1.5). Следовательно, длина двойникового клина лимитируется не мощностью концентратора напряжений или способностью дислокационного источника генерировать определенное число двойникующих дислокаций, а чем-то другим. Подробное изучение этого вопроса показало, что определяющим в движении лидирующей дислокации ансамбля является структура кристаллической решетки, в которой распространяется двойник. Каждая двойникующая дислокация при своем движении от источника пересекает десятки тысяч дислокаций систем скольжения. При взаимодействии двойникующих и полных дислокаций возникают дефекты кристаллической структуры: вакансии, пороги и перегибы; двойникующие дислокации могут вступать в дислокационные реакции с полными дислокациями. В результате взаимодействия со стопорами двойникующие дислокации теряют свою энергию или, в случае дислокационных реакций, исключаются из процесса двойникования. Возможность обратимости деформации на стадии образования упругого двойникового клина определяется исключительно соотношением между величиной энергии упругих напряжений ансамбля и энергии поверхностей раздела двойник-матрица и работой, необходимой для возвратного движения двойникующих дислокаций к источнику. Даже в кристаллах кальцита для упругих двойников параметр — от двойника к двойнику изменяется на порядок - от 10 до 10" [28, 41]. По-видимому, среднюю плотность двойникующих дисло каций в ансамбле можно увеличивать без потери способности к полному раз-двойникованию примерно в десять раз. В металлах осложняющим фактором для возвратного движения двойникующих дислокаций является сопутствующее скольжение. Скопления полных дислокаций, образовавшихся в устье двойника, h параметр которого — соответствует раздвоиникованию, могут препятствовать исчезновению двойника после разгрузки кристалла.
Однако полное исчезновение отдельных двойников происходит не только после снятия внешнего усилия на индентор, но и при длительной выдержке кристаллов под нагрузкой и в условиях нагружения образца. Об этом свидетельствуют прямые металлографические наблюдения, а также звуковая эмиссия, которая сопровождает как образование, так и исчезновение двойников. Интересно влияние времени выдержки кристаллов под нагрузкой на процессы появления и исчезновения клиновидных двойников, соответствующих первой стадии двойникования. Времена и скорости образования двойников при температурах от азотной до предплавильной практически одинаковы в пределах точности оценок. Двойники у отпечатка возникают не одновременно, задержки в образовании отдельных двойников составляли от нескольких секунд до десятков минут. Эти интервалы времени увеличиваются при переходе к температуре жидкого азота. Если температура деформирования была на 20-30 градусов ниже температуры плавления кристалла, то статической сосредоточенной нагрузкой двойникование вызвать не удавалось. Это, очевидно, связано с понижением предела текучести для скольжения, в результате чего у концентраторов на гранях индентора не создаются условия, необходимые для двойникования. При предплавильных температурах двойники возникали при совместном действии статической и импульсной нагрузок. Вызванные таким образом двойники не исчезали после снятия статической нагрузки, но при выдержке кри
Влияние режима знакопеременного нагружения на деформирование сдвой-никованного кристалла
Воспользуемся предложенной в предыдущем параграфе методикой аппроксимаций и с помощью той же модели стандартного твердого тела (4.2.1) проанализируем напряженно-деформированное состояние единичной двойниковой прослойки под воздействием знакопеременных механических напряжений при различных режимах нагружения. I. Если приложенное к образцу механическое напряжение изменяется по закону (рис. 4.3.1) здесь тк - постоянная составляющая действующих на кристалл механических напряжений, тА - амплитудное значение напряжения последующего периодического нагружения, то решение уравнения линейного стандартного тела (4.2.1) при зависимости z(t), заданной в форме (4.3.1) становится: Рис. 4.3.1. Диаграмма t(t) нагружения кристалла по закону (4.3.1). То есть при действии внешних механических напряжений, изменяющихся по закону (4.3.1), деформация только уменьшается. Это вполне естественно, поскольку действие синусоидальной составляющей напряжений в среднем равно нулю (см. рис. 4.3.1), и с течением времени деформация релаксирует к значению, соответствующему действию постоянного напряжения тк т0. Аналогичное явление будет наблюдаться и в случае изменения действующих механических напряжений по закону, изображенному на рис. 4.3.2.
В этом Рост Є возможен только при несимметричной переменной составляющей механических напряжений, то есть при мгновенном сбросе и медленном повышении нагрузки. Этот вариант деформирования очень трудно рассчитать количественно в общем виде, можно лишь качественно оценить характер хода зависимости т{є). II. Пусть закон изменения приложенных напряжений во времени имеет вид функции, заданной на рис. 4.3.3. Действие нагрузки, создающей напряжения в кристалле, можно разделить на несколько этапов: 1-ый этап - изменение напряжения от т Ct до г0; 2-ой этап - г = 0; 3-ий этап - изменение напряжения от т = —Ct до т = —гг; 4-ый этап - г = 0 и т.д. На рис. 4.3.4 приведена типичная экспериментальная графическая зависимость т{є). Подобная кривая получается при действии на сдвойникованные кристаллы цинка и висмута несимметричной знакопеременной нагрузкой [72], Под є, как и раньше, подразумевается относительная деформация двойни-кованием единичной двойниковой прослойки. На рис. 4.3.4 не показаны участки упругого изменения толщины прослойки. Для первого цикла нагружения расчет дает следующие результаты: Расчет последующих циклов нагружения приводит к очень громоздким и сложным выражениям. Указанные нарис. 4.3.4 величины /?j, /?2, Р% характеризуют дополнительные смещения двойниковых фаниц с каждым циклом повторного нагружения. Вычисления этих параметров дают: Эти результаты качественно совпадают с экспериментальными данными, полученными в работе [206]. С ростом числа циклов повторного нагружения баушингеровское смещение двойниковых границ стремится к нулю, то есть п оо, Рп —» 0. Как видно, интегральная мера эффекта восстановления упрочнения зависит от скорости нагружения С, напряжений т0, тг и феноменологических параметров Gj, G2 и 7i
При перемене знаков напряжений г0 и тг получаются такие же результаты. В этом случае интегральная мера эффекта будет характеризовать возвратное движение двойниковых границ. : Известно, что пластическая деформация бериллия одновременно осуществляется скольжением и двойникованием [70]. При комнатной температуре в Be реализуются две системы скольжения: легкое первичное в системах {000l}/ll20\ и вторичное в системах {l 100)(1120), которое характеризуется / более высоким пределом текучести [209]. Если монокристаллы Be деформировать четырехточечным изгибом, то на легкое базисное скольжение накладывается ориентационный запрет и пластическая деформация осуществляется двойникованием в системах (і 01 2д10 Ш и скольжением во вторичных системах {і 100д1120\. В этом случае поведение единичной двойниковой прослойки в бериллии можно изучать в наиболее чистом виде. І Деформирование образцов проводилось в условиях многократного воздей ствия на образец пульсирующих механических напряжений (быстрое нагруже ние и разгрузка) в интервале напряжений 0-600 МПа с постоянной амплитудой г0. При достижении напряжения т0 после промежуточной разгрузки границы двойника смещаются на величину /?, то есть наблюдается дополнительная де формация без повышения напряжений. В каждом последующем цикле повтор ного нагружения смещение двойниковых границ начинается при более высоком уровне напряжений. Толщина прослойки d в процессе пульсирующих нагру жений увеличивается, однако, с ростом числа циклов процесс дополнительного смещения границ затухает, величина /?, уменьшается до нуля и через 8-15 цик лов размеры прослойки в бериллии стабилизируются (рис. 4.4.1). ( Полное смещение двойниковых границ при пульсации напряжений S = /?, определяет суммарную ширину разупрочненных зон матрицы кристалла, примыкающих к границам двойниковой прослойки. Эта величина ока
