Золотаревский В.С. Механические свойства металлов
Подождите немного. Документ загружается.
всего
одной
-
базисной
-
плоскости
преимущественного
сколь
жения
{0001}.
Плотность
упаковки
атомов
в
этой
плоскости
зна
чительно
больше,
чем
в
любых
других,
и
поэтому
скольжение
в
небазисных
плоскостях
затруднено
и
идет
только
под действием
высоких
напряжений
на
поздних
стадиях
деформации.
В
г.
ц.
к.
ре
шетке
имеется
тоже
один
тип
плоскости
преимущественного
скольжения
- {l11},
но
всего
таких
по-разно~
орие.!::!тирова..!:'
ных
в
пространстве
плоскостей
четыре:
(111), (111), (111), (111).
При
отношении
с/а,
значительно
меньшем
идеального,
напри
мер
в
титане,
где
с/а
=1,587,
наиболее
'плотно
упакованы
плоско
сти
{loTo},
и
здесь
базисное
скольжение
не
должно
быть
преиму
щественным.
В
результате,
при
благоприятной
для
базисного
скольжения
ориентировке
монокристаллов
с
с/а
~
1,633
стадия
легкого
сколь
жения
в
них
простирается
до
очень
больших
степеней
деформа
ции
-
часто
более
100%
(рис.
33),
когда
достигаются
достаточно
высокие
напряжения.
Коэффициент
деформационного
упрочне
ния
здесь
того
же
порядка,
что
и
в
г.
ц.
к.
металлах
(10-4
G).
II
стадия,
где
идет
множественное
скольжение,
также
характеризу
ется
близкими
к
Г.Ц.к.
металлам
коэфФициентом
упрочнения.
Раз
рушение
г.п.
кристалла
может
произойти
на
II
стадии,
как
у кад
мия
(см.
рис.
33).
В
некоторых
случаях
до
разрушения
фиксируется
r,/1Па
20
,-----------.--,
75
70
5
О
100 2(}(}
З(}(}
!J,
%
1,1100
'1
],5
3
2,5
1
1,5
1
Рис.
33.
Кривые
деформационного
упрочнения
монокристаллов кадмия
(с/о
= 1,886)
благоприятной
(!)
и
произвольной
ориентировок
(2)
при
77
К
(Дэвис)
О.
5
Рис.
34.
Ориентационная
зависимость
напряжения
начала
пластической
деформации
кристаллов
чистого
цинка
(Джилсон)
70
о
t
Kp
=o,18'1/100
\
~
-~
~
1'00..
~
0.'
0.2
0.3
О.
'1
0,5
СО$'
е
.
COS
l'
и
стадия
динамического
возврата
с
убывающим
по
мере
дефор
мации
коэффициентом
упрочнения.
Полосы
сброса
в
г.п.
металлах
уже
не
связаны
с
образованием
скоплений
у
барьеров
Ломер-Коттрелла,
а
имеют
более
слож
ную
природу.
Основным
видом
барьеров,
образующихся
в
резуль
тате
пересечения
дислокаций
при
множественном
скольжении,
являются
дислокационные
петли
и
диполи.
Их
число
растет
с
уве
личением
степени
деформации,
вызывая
образование
все
более
мощных
скоплений,
что
в
конце
концов
при
водит
к
запиранию
большинства
источников
и к
развитию
поперечного
скольжения
или
разрушения.
Следует
отметить, что
из-за
трудности
переме
щения
дислокаций
во
внебазисных
плоскостях
стадии
множествен
ного
и
интенсивного
поперечного
скольжения
в
г.п.
металлах
ча
сто
осложняются
развитием
двойникования.
При
произвольной
ориентировке
г.
п.
монокристаллов,
в
кото
рых
идет
преимущественно
базисное
скольжение,
кривая
дефор
мационного
упрочнения
меняется
качественно
так
же,
как и
при
переходе
от
благоприятной
к
произвольной
ориентировке
мо
нокристаллов
с
г.
ц.
к.
решеткой
(см.
рис.
33).
Но
в
гексагональных
металлах
(особенно
с
с/а
~
] ,633)
ориентационная
зависимость
и
напряжения
течения,
и всей
кривой
деформации
гораздо
силь
нее,
чем
в
г.
ц.
к.
металлах.
На
рис.
34
видно
как
сильно
меняется
напряжение
начала
пластической
деформации
чистого
цинка
пу
тем
базисного
скольжения
в
зависимости
от
ориентационного
фактора
(ср.
с
рис.
31
для
меди).
При
неблагоприятной
ориенти
ровке
базисной
плоскости
(например,
когда
она
параллельна
оси
растяжения)
в
цинке
(с/а
= 1,856)
возможно
пирамидальное
скольжение.
В
этом
случае
критическое
напряжение
сдвига
повы
шается
до
10-16
МПа
(вместо
0,35-3
МПа
при
базисном
сколь
жении).
По
мере
уменьшения
с/а
небазисное
скольжение
облегчается.
Например,
у
магния
(с/а
=1,624)
разница
в
критических
напря
жениях
сдвига
при
разных
системах
скольжения
уже
значительно
меньше.
В
результате
у
него
облегчается
пер~ход к
множественно
му
скольжению
и,
следовательно,
короче
стадия
легкого
сколь
жения.
В
г.п.
металлах
с
отношением
с/а,
значительно
меньшим
иде
ального
(например,
в
титане),
скольжение
уже
на
начальных
эта
пах
пластической
деформации
идет
в
нескольких
системах
вдоль
71
пересекающихся
плоскостей.
Поэтому
здесь
стадия
легкого
сколь
жения
может
отсутствовать
при
любой
ориентировке
монокрис
талла.
Следует
отметить,
что
закономерности
деформационного
упрочнения
г.п.
монокристаллов
установлены
еще
не
так
надеж
но,
как
в
случае
г.ц.к.
металлов.
Это
относится
в
первую
очередь
к
металлам
с
малым
отношением
с/а.
Кроме
того,
имеются
исклю
чения
из
тех
закономерностей,
которые
были
выше
сформулиро
ваны.
Например,
в
бериллии
(с/а
= 1,59)
скольжение
идет
в
ос
новном
по
базисным
плоскостям,
а
монокристаллы
рения
(с/а
=1,616)
имеют
очень
высокий
коэффициент
упрочнения
на
всем
протяжении
деформации.
Монокристаллы
металлов
с
о.
ц.
К.
решеткой
Как
уже
отмечал
ось,
для
о.ц.к.
решетки
характерно
наличие
наибольшего
числа
систем
скольжения.
Поэтому
даже
на
ранних
стадиях
пластической
деформации
при
любой
ориентировке
о.ц.к.
кристаллов
трудно
реализовать
скольжение
в
одной
системе.
Сле
довательно,
стадия
легкого
скольжения
у
монокристаллов
с
о.ц.к.
решеткой
при
прочих
равных
условиях
короче,
чем
у
других
ме
таллов,
или
совсем
отсутствует.
Второй
особенностью
о.ц.к.
металлов
является
относительная
легкость
поперечного
скольжения.
Это
обусловлено
несколькими
причинами.
Во-первых,
увеличенное
число
возможных
систем
скольжения
облегчает
переход
дислокаций
из
одной
плоскости
в
другую.
Во-вторых,
считается,
что
при
расщеплении
единичной
винтовой
дислокации
с
Ь
=
(а/2)
[111]
образуются
частичные,
тоже
имеющие
чисто
винтовую
ориентацию.
В
таком
случае
пере
ход
растянутых
дислокаций
в
новую
плоскость
не требует
обяза
тельного
образования
перетяжек,
вследствие
чего этот
переход
и
облегчается.
Наконец,
большинство
используемых
в
технике
о.ц.к.
металлов
отличаются
такой
высокой
энергией
дефекта
упаковки,
что
дислокации
в
них
вообще
почти
не
расщепляются
и,
следова
тельно,
им
особенно
просто
менять
плоскость
скольжения.
Облегченное
поперечное
скольжение
в
о.ц.к.
металлах
приво
дит
к
тому, что
оно
происходит
уже
после
незначительной
де
формации.
Соответственно
при
анализе
картины
пластической
де
формации
почти
от
самого
ее
начала
и
до
разрушения
отмечают-
72
ся
все
признаки
поперечного
скольжения
как
по
картинам
линий
скольжения
(их
волнистость,
пересечения,
фрагментация
полос),
так
и
по
дислокационной
структуре.
В
результате
1
и
11
стадии
на
кривой
деформационного
упроч
нения
монокристалла
сокращаются.
Большая
часть
кривой
при
ходится на
111
стадию
интенсивного
поперечного
скольжения.
Со
ответственно
средний
коэффициент
деформационного
упрочне
ния
очень
чистых
о.ц.к.
металлов
должен
быть
ниже,
чем
у
других.
Однако
экспериментальные
данные
по
высокочистым
о.ц.к.
мо
нокристаллам
пока
ограничены.
Наличие
же
примесей,
даже
в
малых
количествах,
сильно
сказывается
на
виде
кривых
растяже
ния
и
коэффициенте
деформационного
упрочнения
о.ц.к.
метал
лов.
Эти
эффекты
будут
проанализированы
ниже.
Рассмотрев
основные
особенности
деформационного
упроч
нения
монокристаллов
с
различными
решетками,
можно
перей
ти
теперь
к
наиболее
важным
объектам
-
поликристаллам.
Пластическая
деформация
и
деформационное
упрочнение
поликрис
таллов
Пластическая
деформация
поликристаллических
образцов
имеет
ряд
важных
особенностей,
но
и
в
них
основные элементы
карти
ны
деформации,
рассмотренные
на
примере
монокристаллов,
сохраняются.
Поликристалл
принципиально
отличается
от
моно
кристалла
наличием
в
его
структуре
сетки
высокоугловых
границ.
Если
пренебречь
другими
возможными
различиями
(концентра
цией
примесей,
количеством
макродефектов,
субструктурой),
то
поликристалл
можно
рассматривать
как
совокупность
произвольно
ориентированных
монокристаллов
(зерен),
отделенных один
от
другого
высокоугловыми
границами.
При-растяжении
такого
по
ликристалла
внутри
каждого
зерна вдали
от
границ
картина
на
начальных
стадиях
пластической
деформации
в
первом
прибли
жении
должна
быть
такой
же,
какой
она
была
бы,
если
это
зерно
деформировать
отдельно.
Из-за
разной
ориентации
зерен
дефор
мация
в
них
начинается
не
одновременно
и
развивается
неодно
родно.
В
первую
очередь
скольжение
идет
в
благоприятно
ориентиро
ванных
зернах,
внутри
которых
имеется
система
скольжения,
где
действуют
максимальные
касательные
напряжения.
В
этих
зернах,
73
если
они
имеют
достаточно
большие
размеры,
некоторое
время
может
наблюдаться
типичное
легкое
скольжение,
сопровождаю
щееся,
в
частности,
появлением
длинных
тонких
линий
на
их
поверхности.
Однако
макроскопическое
удлинение
образца
за
счет
легкого
скольжения
практически
невозможно.
Благоприятно
ори
ентированных
зерен
обычно
относительно
мало,
и
они
разобще
ны.
Для
того
чтобы
деформировался
весь
образец,
необходимо
участие
в
деформации
большинства
зерен,
по
крайней
мере,
ка
кой-то
их
сплошной
цепочки,
простирающейся
от
одного
конца
образца
до
другого.
Следовательно,
нужно
обеспечить
передачу
деформации
от
одних
зерен,
относительно
благоприятно
ориен
тированных,
к
другим,
ориентированным
относительно
внеш
ней
силы
менее
благоприятно.
Дислокации
внутри
благоприятно
ориентированных
зерен
на
начальных
стадиях
деформации
скользят
без
серьезных
помех
на
большие
расстояния,
и
многие
из
них
доходят
до
границ
зерен.
Последние,
как
известно,
являются
эффективным
барьером
для
дислокаций,
которые
тормозятся
здесь,
образуя
скопления
(рис.
35).
Вокруг
скоплений
возникают
поля
упругих
напряжений,
ко
торые
действуют
на
границы
и
прилегающие
к
ним
участки
со
седних
зерен
в
дополнение
к
приложенным
извне
напряжениям.
В
этих
условиях
могут
начать
работать
дислокационные
источники
(М,
рис.
35)
на
границах
и
в
приграничных
областях,
несмотря
на
относительно
неблагоприятную
ориентировку
систем
сколь
жения
генерируемых
ими
дислокаций.
Так
происходит
эстафет
ная
передача
деформации
в
поликристалле.
Прогрессирующее
образование
боль
шого
числа
скоплений
у
границ
возмож-
t
но
лишь
на
начальных
стадиях
деформа
ции.
После
того
как
деформация
охватит
все
кристаллиты,
внутри
каждого
из
них
Рис.
35.
Схема
пере.lI/lЧИ
деформа
ЦИИ
через
границу
зерна
74
можно
наблюдать
уже
известные
нам
картины
распределения
линий
скольже
ния
и
дислокаций.
В
то
же
время
эти
кар
тины
имеют
ряд
особенностей.
Главной
из
них
является
неизбежность
плотного
контакта
между
зернами.
Если
бы
каж
дое зерно
деформировалось
«самостоя
тельно»,
вне
связи
с
соседними,
то
на
границах
неизбежно
возникали
бы
не-
сплошности
И полости,
которые
приводили
бы
к
преждевремен
ному
разрушению.
На
самом
деле
таких
несплошностей
при
пла
стической
деформации
обычно
не
образуется.
Теоретически
для
предотвращения
их
возникновения
необходимо,
чтобы
в
пригра
ничных
областях
работало
как
минимум
пять
независимых
систем
скольжения
(критерий
Мизеса).
Такое
множественное
и
«согла
сованное»
скольжение
и
обеспечивает
целостность
приграничных
областей
в
процессе
деформации.
В
результате
интенсивной
де
формации
приграничных
объемов
там
наблюдается
повышенная
плотность
дислокаций.
Как
показывают
эксперименты,
вдали
от
границ
множествен
ное
скольжение
в
поликристаллах
также
начинается
уже
на
на
чальных
стадиях
макродеформации.
По
поверхностным
картинам
линий
скольжения
в
каждом
зерне
обычно
фиксируются
2-З
си
стемы
скольжения.
Электронно-микроскопический
анализ
тон
ких
фольг
из
деформированных
поликристаллов
дает
картины,
качественно
аналогичные
тем,
которые
наблюдаются
в
монокри
сталлах
на
стадиях
множественного
и
поперечного
скольжения
(см.
рис.
ЗО,
в,
г).
В
большинстве
случаев
формируется
ячеистая
субструктура
(см.
рис.
ЗО,
г).
Развитие
текстуры
деформации
в
поликристаллах
приводит
к
изменению
ориентировки
внутри
каждого
зерна
и
вытягиванию
всех
их
вдоль
направления
растяжения.
При
этом направление
преимущественного
скольжения
(например,
в
Г.Ц.к.
решетке
<
11
О»
во
всех
зернах
располагается
примерно
параллельно
оси
растяжения.
Кривые
деформационного
упрочнения
чистых
поликристал
лов
с
различными
решетками
качественно
одинаковы.
При
низ
ких
температурах
«0,2-0,25
т
п
)
после
участка
упругой
дефор
мации
наблюдается упрочнение,
которое
можно
приближенно
описать
параболической
функцией
S=
So
+
Ае",
где
А
-
констан
та,
О<n<
1.
На
кривых
растяжения
Г.Ц.к.
металлов
при
низких
температу
рах
иногда
удается
выявить
три
стадии
упрочнения
(рис.
З6,
а).
До
удлинения
на
1-2
%
наблюдается
параболическая
связь
S
с
е,
затем следует
линейный
участок,
а
потом
вновь
параболический.
На
при
мере
никеля
и
меди
показано,
что эти
стадии
более
четко
выявляются
при
перестройке
кривых
деформационного
упрочнения
в
координатах
S-dеjdS
(рис.
З6,
6).
В
этих
координа
тах
макроупругий
участок
(до
So)
горизонтален,
затем
на
1
ста-
75
s,ttno
80г-------------~
60
~O
I
I
20
~СmdiJ,lIR--+-
I,
Л I
1Zl
0
о
2 * 6 8
е,%
tf
$0
$,
Sz
S
Рис.
36.
Стадии
пластической
деформации
поликристаллов
с
Г.ц.к.
решеткой
дии
в
соответствии
с
параболическим
упрочнением
величина
de/
dS,
обратная
коэффициенту
деформационного
упрочнения,
воз
растает.
На
11
стадии
линейного
упрочнения
поликристалла
de/dS
вновь
постоянен,
а
на
третьей
стадии
растет
из-за
прогрессирую
щего
снижения
коэффициента
упрочнения.
Сопоставление
кривых
S-de/
dS
с
картинами
линий
и
полос
скольжения
на
поверхности
зерен
деформируемого
поликристал
ла
показывает,
что
ни один
участок
этих
кривых
не
может
быть
охарактеризован
своей,
принципиально
отличной
от
других
струк
турой
поверхностного
рельефа.
Из-за
неоднородности
деформа
ции
поликристаллического
металла
многие
элементы
этой
струк
туры
сохраняются
в
значительном
диапазоне
степеней
деформа
ции,
и
по
мере
растяжения
происходят
только
ее
количествен
ные
изменения.
Еще
на
макроупругом
участке
-
до
напряжения
So
начала
макропластической
деформации
-
в
отдельных
зернах
наблюдаются
линии
и
даже
полосы
скольжения.
На
1
стадии
(от
So
дО
S,)
происходит
увеличение
площади
поверхности
растяги
ваемого
поликристалла,
на
которой
наблюдаются
признаки
пла
стической
деформации
путем
множественного
и
поперечного
скольжения.
К
моменту
достижения
точки,
соответствующей
на
пряжению
S"
уже
во всех
выходящих
на
поверхность
зернах
вид
ны
полосы
скольжения,
т. е.
завершается
стадия
множественного
скольжения
практически
во
всем
объеме
поликристалла.
11
стадия
(см.
рис.
36,
б,
от
S,
дО
S2)
завершается
после
того,
как
во
всех
зернах пластическая
деформация
будет
осуществлять
ся
за
счет
интенсивного
поперечного
скольжения
(отдельные
об
ласти
с
признаками
этой
стадии
-
волнистостью
линий
сколь
жения,
фрагментацией
полос
-
наблюдаются
уже
на
1
стадии).
Наконец,
111
стадия
пластической
деформации,
где
происходит
76
параболическое
упрочнение,
по
характеру
кривой
S-e
(см.
рис.
36,
а)
и по
картине
пластической
деформации
соответствует
111
стадии
упрочнения
монокристаллов.
Если
сопоставить
кривые
деформационного
упрочнения
моно
и
поликристалла
из
одного
металла
(рис.
37),
то
легко
убедиться,
что
большая
часть
этой
кривой
для
поликристалла
соответствует
напряжениям,
превышающим
то,
которое
необходимо
для
пере
хода
к
Il1
стадии
деформации
монокристалла
(см.
рис.
37,
точка
С).
Именно
поэтому
мы
наблюдаем
признаки
поперечного
сколь
жения
винтовых
дислокаций
уже
на
начальных
стадиях
растяже
ния
поликристалла.
Поэтому
же
большая
часть
кривых
деформа
ции
поликристаллов
меняет
свою
геометрию
в
зависимости
от
различных
факторов
качественно
так
же
как
'II
стадия
деформа
ционного
упрочнения
монокристаллов
(см.
ниже).
В
целом
трехстадийность
кривых
деформационного
упрочне
ния
поликристаллов
(см.
рис.
36)
имеет,
таким
образом,
второ
степенное
значение.
Аппроксимация
этих
кривых
одной
плавной
функцией,
например
параболой,
вполне
корректна.
Особенности
кривых
деформационного
упрочнения
поликри
сталлов
связаны
в
первую
очередь
с
наличием
границ
зерен
и
различной
их
ориентировкой.
Коэффициент
деформационного
упрочнения
и
уровень
напряжений
течения
у
поликристалла
выше,
чем
у
монокристалла.
Стадия
легкого
скольжения,
естественно,
всегда
отсутствует,
и
с
самого
начала
пластической
деформации
происходит
резкое
упрочнение,
связанное
со
скоплением
дисло
каций
у
границ.
Но
наличие
границ
вызывает
существенное
уве
личение
деформационного
упрочнения
поликристаллов
по
срав
нению
с
монокристаллами
лишь
на
на-
чальных
стадиях
пластической
деформа
ции
(1
стадия
на
рис,
36,
а).
В
этот
пери
од
коэффициент
упрочнения
будет
тем
больше,
чем
мельче
зерно
в
поликрис
талле.
После
незначительного
удлинения
(на
несколько
процентов)
кривые
рас
тяжения
поликристаллов
становятся
практически
параллельными
кривым
мо
нокристаллов,
когда
в
последних
уже
интенсивно
идет
множественное
сколь
жение
(см.
рис.
37).
Здесь
вклад
границ
зерен
выражается
только
в
более
высо-
s
Рис.
37.
Кривые
деформацион
ного
УnРО'lНения
моно-
и
по
ликристаллического
образцов
ИЗ
ОДНОГО
метnлла
77
ком
уровне
напряжений
течения
при
одинаковых
деформациях,
скорость
же
нарастания
напряжений
мало
различается.
Это
есте
ственно,
поскольку
параллельность
кривых
наблюдается
на
той
стадии
деформационного
упрочнения,
где
количество
скоплений
и
плотность
дислокаций
уже
достигли
предельной
величины.
Та
ким
образом,
коэффициент
деформационного
упрочнения
поли
кристаллов
зависит
от
размера
зерна
только
на
начальных
стади
ях
пластической
деформации.
Для
получения
количественных
зависимостей
напряжения
от
деформации
в
поликристаллах
необходимо
статистически
усред
нить
диаграммы
деформации
каждого
зерна-монокристалла
и
одновременно
учесть
вклад
границ
зерен
в
упрочнение.
Даже
для
монокристалла
задача
теоретического
вывода
уравнений
t=j(g),
хорошо
описывающих
экспериментальные
результаты,
сложна.
для
поликристалла
она
оказывается
еще
более
трудной.
Тем
не
менее
попытки
получить
такие
уравнения
с
использованием
ряда
допу
щений
уже
предпринимаются.
Вывод
уравнения
S=
[(е)
требует
в
первую
очередь
оценки
величины
усредненного
фактора
ориентации
для
поликристалла
(Ф
п)'
который
является
коэффициентом
пропорциональности
в
уравнении
S=
Фпt.
Коэффициент
должен
учитывать
разную
ори
ентировку
зерен
и
наличие
множества
систем
скольжения
в
каж
дом
из
них.
Согласно
теоретическим
оценкам
ДЛЯ
г.ц.к.
металлов
при
действии
пяти
систем
скольжения
в
каждом
зерне
Ф
п~3,
1.
Если
исходить
из
того,
что
зерна
в
поликристалле
деформируют
ся
независимо
от
соседних
и
е
=
g/Ф
n
то
dS
/ de =
Ф~(dt
/ dg),
(34)
где
dS/de
-
коэффициент
деформационного
упрочнения
поли
кристалла;
dt/dg -
коэффициент
упрочнения
монокристалла
с
ориентировкой
<
111
>
вдоль
направления
растяжения.
Уравнение
(34)
позволяет
рассчитывать
диаграммы
растяже
ния
поликристаллов
по
известным
зависимостям
для
монокрис
таллов.
Из
него
следует,
что
поликристалл
должен
иметь
в
-9
раз
больший
коэффициент
упрочнения,
чем
выбранный
ДЛЯ
сравне
ния
монокристалл.
Этот
вывод
достаточно
близок
к
эксперимен
тальным
результатам
при
малых
деформациях.
Для
о. ц.
к.
металлов
Ф
n
~2.
78
Расчет
усредненного
фактора
ориентации
и
использование
уравнений,
подобных
(34),
имеет
смысл
только
в
том
случае,
если
пластическая
деформация
поли-
и
монокристаллов
протека
ет
качественно
аналогично.
Если
же
картины
деформации
суще
ственно
различаются,
то
такой
подход
неоправдан.
Действитель
но,
в
г.п.
металлах,
например,
пластическая
деформация
моно
кристаллов
может
идти
на
значительную
величину
в
основном
путем
базисного
скольжения,
а
в
том
же
поликристаллическом
металле
удлинение
будет
происходить
за
счет
небазисного
сколь
жения
и
двойникования
(и
будет,
поэтому,
относительно
неболь
шим).
В
таком
случае
кривую
упрочнения
монокристалла,
есте
ственно,
нельзя
использовать
для
расчета
кривых
S-e
поликрис
талла.
2.
Пластическая
деформация
металлов
двойникованием
Деформация
двойникованием
идет
в
тех
случаях,
когда
сколь
жение
по
тем
или
иным
причинам
затруднено.
Наиболее
часто
двойникование
наблюдается
при
низких
температурах и
высоких
скоростях
деформации,
особенно
в
металлах
с
г.п.
и
о.ц.к.
решет
ками.
В
чистых
г.
ц.
к.
металлах
деформация
двойникованием
про
исходит
только
при
отрицательных
температурах
и
высоких
ско
ростях
деформации.
Схема
деформации
образца
при
растяжении
в
результате
об
разования
двойников
показана
на
рис.
20,
б.
Видно,
что
при
двой
никовании
происходит
сдвиг
одной
части
кристалла
относитель
но
другой
вдоль
определенной
плоскости
и
направления
двойни
кования.
Плоскость
двойникования
-
это
обычно
кристаллогра
фическая
плоскость
с
малыми
индексами,
которая
является
плос
костью
симметрии
двойникового
образования
относительно
ис
ходного
кристалла.
В
табл.
7
приведены
эти
плоскости
и
направления
для
металлов
с
разными
решетками.
Наиболее
часто
двойникование
происходит
в
г.п.
металлах,
где
число
систем
скольжения
минимально,
особенно
при
отноше
нии
с/
а
~
1,633.
В
неблаroприятно
ориентированных
для
базисного
скольжения
монокристаллах
и
многих
зернах
поликристаллов
при
веденные
напряжения
сдвига,
достаточные
для
двойникования,
оказываются
ниже
тех
напряжений,
которые
необходимы
для
79