Основные направления повышения прочности металлов. Конструктивная прочность

В реальной конструкции материал должен обладать как вы­соким значением сопротивления пластическим деформациям σ_т, так и высоким значениям прочности S_k и особенно S _от. До сих пор в реальных конструкциях используется менее 0,1 от теоре­тической прочности металлов.

Из рассмотрения дислокационного механизма пластической деформации явствует, что плотность дислокаций на сопротивле­ние металла пластическим деформациям влияет немонотонно. Если бы в металле не было дислокации, то такой материал при нагружении, не деформируясь, обнаружил бы показатели проч­ности, равные теоретическим. В настоящее время созданы тон­кие (d меньше, чем 5 мкм) нитевидные монокристаллы (усы), которые практически не имеют дислокаций. Оказалось, что такие материалы имеют очень высокую прочность: для железа, например, 1350 к Г/мм²; для MgO 2500 кГ/мм², что близко к теоретической.

Увеличение плотности дислокаций в металле до значения ρ_k, рис. 19, приводит к понижению значения прочности. Даль­нейшее увеличение плотности дислокаций приводит к новому росту прочностных свойств. Поэтому из рис. 19 вытекает два направления повышения прочности металлов. Первый путь наи­более эффективный – создание бездислокационных материалов. На данной стадии развития техники этот метод только начинает применяться. Однако имеющиеся данные позволяют пред­сказать этому направлению большое будущее. Уже в настоящее время разработаны композиционные материалы, представляю­щие собой вязкие материалы, упрочненные нитевидными крис­таллами (усами).

Весьма широко используется второй путь: упрочнение метал­ла за счет искусственного повышения плотности дислокации (например, пластической деформацией) или за счет затруднения перемещения дислокации при нагружении металла. Это дости­гается закреплением дислокаций инородными атомами в спла­вах, когда такие атомы скопляются преимущественно в зонах дислокаций, образуя так называемые атмосферы Котрелла, Сузуки. Препятствуют перемещению дислокации также мелко­дисперсные включения карбидов, нитридов, интерметаллических соединений. Эффективного упрочнения добиваются термообра­боткой, в результате чего возникают большие внутренние напря­жения, измельчается блочная структура металлических спла­вов, увеличивается количество дислокации. Все шире исполь­зуется комбинированные (пластическая деформация совместно с термической обработкой) способы обработки металлов и спла­вов, повышающие сопротивление

деформированию и разруше­нию.

Однако следует помнить, что повышение плотности дислока­ции или создание условий, препятствующих их перемещению, хотя и повышает значения σ_т и S _от, но в разной степени. Обычно с ростом плотности дислокации и других искажений в кристал­лической решетке сопротивление срезу S_k, и σ_т возрастает быст­рее, чем сопротивление отрыву S _от рис. 20. При S _от < σ_т окажет­ся исчерпанной пластичность металла, что весьма опасно при эксплуатации металлоконструкций, так как при нагружении, ввиду высоких значений σ_т раньше будет достигнуто значение S _от, и конструкция разрушится хрупко. Поэтому важнейшей задачей инженера является создание материалов, обладающих в условиях эксплуатации оптимальным сочетанием прочности, пластичности, вязкости.

Единого правила для выбора необходимого критерия, харак­теризующего конструктивную прочность материала для различ­ных изделий, к сожалению, нет. Приводятся лишь общие реко­мендации по выбору комплекса свойств для конкретного на­значения: а) напряженное состояние образцов и изделий, для которых предназначен данный материал, должно быть близ­ким; б) условия испытания (температура, среда) образцов и условия эксплуатации изделия должны быть одинаковыми; в) характер разрушении, вид излома в образцах и изделиях должны быть аналогичными.

Как отмечалось выше, в ряде случаев не удается выявить материалы для конкретных условий работы, пользуясь данными, которые получены при лабораторных испытаниях стандартных образцов. Поэтому прибегают к натурным и стендовым испыта­ниям, что, конечно дорого, но является необходимым.

4. ДЕФОРМАЦИЯ И РАЗРУШЕНИЕ МЕТАЛЛОВ

4.1. ВИДЫ НАПРЯЖЕНИЙ

Деформацией называется изменение размеров и формы тела под воздействием приложенных сил. Деформация вызывается действием внешних сил, приложенных к телу, или различными физико-механическими процессами, происходящими в самом теле (например, изменением объема отдельных кристаллов при фазовых превращениях или вследствие температурного градиента). При этом напряжения¹⁾ в случае одноосного растяжения S = P/F.

Сила Р, приложенная к некоторой площадке F, обычно не перпендикулярна к ней, а направлена под некоторым углом, по­этому в теле возникают нормальные и касательные напряжения (рис. 21, а). Напряжения могут быть: истинными – когда силу относят к сечению, существующему в данный момент деформации: условными – когда силу относят к исходной площади сечения. Истинные касательные напряжения обозначают t и нормальные S, а условные соответственно τ и σ. Нормальные напряжения подразделяют на растягивающие (положительные) и сжимающие (отрицательные).

Рис. 21. Образование нормальных а и касательных напряжений в случае

приложения силы Р к площадке F (а) и эпюры растягивающих напряжений

при различных концентраторах напряжений (б); σ_н – номинальное (среднее)

напря­жение (показано штриховой линией); σ_к – максимальные напряжения

Наличие в испытуемом образце (изделии) механических надрезов, трещин, внутренних дефектов металла (металлургического, технологического или эксплуатационного происхождения), сквозных отверстий, резких переходов от толстого к тонкому сечению приводит к неравномерному распределению напряжений, создавая у основания надреза пиковую концентрацию нормальных напряжений (рис. 21, б). В связи с этим такие источники концентрации напряжений называют концентраторами напряжений. Пик напряжений σ_н тем больше, чем меньше радиус концентратора напряжения и чем больше глубина надреза с: , где σ_н – номинальное (среднее) напряжение.

Так как напряжения вызываются разными причинами, то различают временные напряжения, обусловленные действием внешней нагрузки и исчезающие после ее снятия, и внутренние остаточные напряжения, возникающие и уравновешивающиеся в пределах тела без действия внешней нагрузки.

¹⁾ Понятие напряжение введено для оценки величины нагрузки, не завися­щей от размеров деформируемого тела.

Внутренние остаточные напряжения возникают в процессе быстрого нагрева или охлаждения металла вследствие неоднород ­ ного расширения (сжатия) поверхностных и внутренних слоев. Эти напряжения называют тепловыми, или термическими. Кроме того, напряжения появляются в процессе кристаллизации, при неоднородной деформации, при термической обработке вследствие неоднородного протекания фазовых превращений по объему. Их называют фазовыми, или структурными.

4.2. УПРУГАЯ И ПЛАСТИЧЕСКАЯ ДЕФОРМАЦИИ МЕТАЛЛОВ

Упругая деформация. Упругой деформацией называют деформацию, влияние которой на форму, структуру и свойства тела устраняется после прекращения действия внешних сил. Упругая деформация не вызывает заметных остаточных изменений в структуре и свойствах металла; под действием приложенной нагрузки происходит только незначительное относительное и обратимое смещение атомов. При растяжении монокристалла возрастают расстояния между атомами, а при сжатии атомы сбли­жаются. При таком смещении атомов из положения равновесия нарушается баланс сил притяжения и электростатического оттал­кивания, поэтому после снятия нагрузки смещенные атомы вслед­ствие действия сил притяжения или отталкивания возвращаются в исходное равновесное состояние и кристаллы приобретают свою Первоначальную форму и размеры.

Пластическая деформация. При возрастании касательных на­пряжений выше определенной величины деформация становится необратимой. При снятии нагрузки устраняется лишь упругая составляющая деформации. Часть же деформации, которую назы­вают пластической, остается. При пластической деформации не­обратимо изменяется структура металла, а следовательно, и его свойства.

Пластическая деформация осуществляется скольжением и двойникованием.

Схема упругой и пластической деформации металла с кубичес­кой структурой, подвергнутого действию касательных напряжений, показана на рис. 22.

Скольжение в кристаллической решетке протекает по плоско­стям и направлениям с наиболее плотной упаковкой атомов, где сопротивление сдвигу наименьшее.

Рис. 22. Схемы упругой и пластической деформации металла под действием
напряжения сдвига τ: а – первоначальный кристалл; б – упругая деформация; в – увеличение упругой и появление пластической деформации, вызванной скольжением при нагружении, больше предела упругости; г – напряжение, обусловливающее появление сдвига (после сдвига сохранилась остаточная деформация); д – образование двойника

Это объясняется тем, что расстояние между соседними атом­ными плоскостями наибольшее, т. е. связь между ними наимень­шая. Плоскости скольжения и направления скольжения, лежащие в этих плоскостях, образуют систему скольжения. В металлах могут действовать одна или одновременно несколько систем сколь­жения.

Металлы с кубической кристаллической решеткой (ГЦК и ОЦК) обладают высокой пластичностью, так как скольжение в них про­исходит во многих направлениях. Металлы с ГПУ структурой менее пластичны и поэтому труднее, чем металлы с кубической структурой, поддаются прокатке, штамповке и другим видам де­формации.

Процесс скольжения не следует представлять как одновремен­ное передвижение одной части кристалла относительно другой.

Такой жесткий или синхронный сдвиг потребовал бы напряже­ний, в сотни или даже тысячи раз превышающих те, при которых в действительности протекает процесс деформации.

Скольжение осуществляется в результате перемещения в кристалле дислокаций (рис. 23). При действии вдоль плоскости скольжения касательных напряжений в направлении, указанном стрелкой, атомы вблизи ядра дислокации перемещаются справа налево на расстояния (1 → 2; 3 → 4; 5 → 6; 7 → 8; 9 → 10; 11 → 12; 13 → 14; 15 → 16; 17 → 18), значительно меньшие межатомных. Атомы смещаются не только в плоскости чертежа, но и во всех атомных слоях, параллельных этой плоскости. Дисло­кации могут переходить с одной плоскости скольжения на другую. Этот переход (переползание, восхождение) осуществляется добав­лением или удалением слоя атомов путем диффузии.

Рис. 23 Движение краевой дислокации, приводящее к образованию ступеньки

единичного сдвига на поверхности кристалла: а – схема расположения дислокаций;

б-г – этапы передвижения дислокации и выхода ее на поверхность;

τ – напряжение сдвига; М-М – плоскость сдвига

Перемещение дислокации в плоскости скольжения ММ через весь кристалл приводит к смещению (сдвигу) соответствующей части кристалла на одно межплоскостное расстояние (рис. 23, б-г), при этом справа на поверхности кристалла образуется ступенька. Следует иметь в виду, что перемещение дислокаций, образовав­шихся в процессе кристаллизации, ограничено. Большие деформации возможны только вследствие того, что движение этих дислока­ций вызывает появление или размножение большого количества новых дислокаций в процессе пластической деформации.

Возможность образования дислокаций в процессе деформации была показана в 1950 г. одновременно двумя учеными – Франком и Ридом, но предсказал ее еще в 1940 г. Я.И. Френкель.

Механизм образования дислокации, по Франку и Риду, заклю­чается в том, что закрепленная в точках А и А₁ дислокация может под действием касательных напряжений испытывать перемещения, показанные на рис. 24. Линия дислокации, разрастаясь, превра­щается в дислокационное кольцо. В то же время обе концевые части спиралей, сливаясь, дают дислокацию А – А₁ в исходном состоянии. Далее под действием напряжений процесс начинается снова дислокация как бы возвращается в начальное положение и т.д.

Если продолжает действовать напряжение σ, то из одного источника могут образоваться сотни дислокаций и прекратиться действие источника может лишь в том случае, когда на пути разви­вающейся петли дислокаций встретится препятствие – новые системы дислокаций, частицы избыточных фаз, границы зерна и т. д.

На начальной стадии пластическая деформация монокристалла осуществляется движением дислокаций по одной системе плоско­стей – стадия легкого скольжения (рис. 25). Дислокации на этой стадии перемещаются сравнительно беспрепятственно на большие расстояния, обеспечивая прогрессивную деформацию без значи­тельного роста действующих напряжений (стадия I деформацион­ного упрочнения). После этого начинается стадия множественного скольжения – движение дислокации в двух и более системах. На этой стадии после значительной деформации дислокационная структура металла сильно усложняется и плотность дислокаций («лес» дислокаций) возрастает по сравнению с исходным состоянием на четыре – шесть порядков, достигая 10¹¹ – 10¹² см^-2. Вследст­вие упругого взаимодействия между дислокациями сопротивление их движению сильно возрастает (см. рис. 25) и для их продвижения внешнее напряжение должно резко возрасти (стадия II деформа­ционного упрочнения). Под влиянием все возрастающего напряже­ния развивается поперечное скольжение винтовых дислокаций, т. е. скольжение с переходом из одной разрешенной плоскости скольжения в другую. Это приводит к частичной релаксации напряжений, аннигиляции отдельных дислокаций разного знака и группировке дислокаций в объемные ячейки, внутри которых плотность дислокаций меньше, чем в стенках ячеек. Наступает III стадия деформации, когда происходит так называемый динами­ческий возврат, который приводит к уменьшению деформационного упрочнения (см. рис. 25).

Дислокации, движущиеся в деформированном металле, порождают большое число дислоцированных атомов и вакансий.

Двойникование. Пластическая деформация некоторых металлов, имеющих плотноупакованные решетки К12 и Г12, кроме скольжения может осуществляться двойникованием, которое сво­дится к переориентации части кристалла в положение, симметрич­ное по отношению к первой части относительно плоскости, назы­ваемой плоскостью двойникования. Двойникование подобно скольжению сопровождается прохождением дислокаций сквозь кристалл. По сравнению со скольжением двойникование имеет меньшее значение. В металлах с ГЦК и ОЦК-решеткой двойникование наблюдается только при больших степенях деформирования и низких температурах.

Пластическая деформация поликристаллов. Пластическая деформация поликристаллического металла протекает аналогично деформации монокристалла путем сдвига (скольжения) или двойникования. Формоизменение металла при обработке давлением происходит в результате пластической деформации каждого зерна. Плоскости и направления скольжения в каждом зерне различные. При увеличении внешней силы скольжение первоначально начи­нается в наиболее благоприятно ориентированных зернах, где достигнуто критическое касательное напряжение. Движение дис­локаций, начавшееся в одном зерне, не может переходить в сосед­нее зерно, так как в нем системы скольжения ориентированы по-иному.

Достигнув зерна, дислокации останавливаются. Однако напря­жения от скопления дислокации у границы зерна могут упруго распространяться через границу и привести в действие источники Франка – Рида в соседнем зерне. В этом случае имеет место «эстафетная» передача деформации от одного зерна к другому. Границы зерна тормозят движение дислокаций. Поэтому в поли-кристаллическом металле стадия 1 практически отсутствует, а во 2 стадии деформационного упрочнения – коэффициент упрочнения выше (см. рис. 25).

Первоначально под микроскопом на предварительно полирован­ных и деформированных образцах можно наблюдать следы сколь­жения в виде прямых линий, которые одинаково ориентированы в пределах отдельных зерен.

При большой деформации в результате процессов скольжения зерна меняют свою форму. До деформации зерно имело округлую форму (рис. 26, а), после деформации в результате смещения по плоскостям скольжения зерна вытягиваются в направлении действующих сил Р, образуя волокнистую или слоистую структуру (рис. 26, б). Одновременно c изменением формы зерна внутри него происходит формирование субзерен и увеличение угла разориентировки между ними.

Текстура деформации. При большой степени деформации воз­никает преимущественная ориентация кристаллографических пло­скостей и направлений в зернах. Закономерная ориентация кри­сталлитов относительно внешних деформационных сил получила название текстуры (текстура деформации).

Чем больше степень деформации, тем большая часть кристал­лических зерен получает преимущественную ориентацию (тексту­ру). Характер текстуры зависит от природы металла и вида дефор­мации (прокатка, волочение и т. д.). Кристаллографическую текстуру не следует отождествлять с волокнистой структурой, волокнистость иногда может и не сопровождаться текстурой. Образование текстуры способствует появлению анизотропии меха­нических и физических свойств.

Деформационное упрочнение поликристаллического металла. С увеличением степени холодной (ниже (0,15-0,2) Т _пл) деформации свойства, характеризующие сопротивление деформации (σ_в, σ_0,2, HV и др.) повышаются, а способность к пластической деформации (пластичность δ) уменьшается (рис. 27). Это явление получило название наклепа.

Упрочнение металла в процессе пластической деформации (наклеп) объясняется увеличением числа дефектов кристаллического строения (дислокаций, вакансий, межузельных атомов). Повышение плотности дефектов кристаллического строения затрудняет движение отдельных новых дислокаций, а следовательно, повышает сопротивление деформации и уменьшает пластичность. Наибольшее значение имеет увеличение плотности дислокаций, так как возникающее при этом между ними взаимодействие тормозит дальнейшее их перемещение.

Металлы с ГЦК решеткой упрочняются сильнее, чем металлы с ОЦК решеткой. В результате холодной деформации уменьшаются плотность, сопротивление коррозии и повышается электросопротивление. Холодная деформация ферромагнитных металлов (например, железа) повышает коэрцитивную силу и уменьшает магнитную проницаемость

4.3. СВЕРХПЛАСТИЧНОСТЬ МЕТАЛЛОВ И СПЛАВОВ

Под сверхпластичностью понимают способность металла к значительной пластической деформации (δ = 10²-10³ %) в определенных условиях при одновременно малом сопротивлении деформированию (10⁰ -10¹ МПа). Существуют следующие разновидности сверхиластичности.

1. Структурная, которая проявляется при температурах > 0,5 Т _пл в металлах и сплавах с величиной зерна от 0,5 до 10 мкм и небольших скоростях деформации (10^-5-10^-1 с^-1).

2. Субкритическая (сверхпластичность превращения), наблю­дающаяся вблизи начала фазовых превращений, например, поли­морфных.

Наиболее перспективен процесс структурной сверхпластич­ности.

Сверхпластичность не является свойством каких-то особых сплавов и при соответствующей подготовке структуры и в опреде­ленных условиях деформации проявляется у большого числа сплавов, обрабатываемых давлением.

Известно много сплавов на основе магния, алюминия, меди, титана и железа, деформирование которых возможно в режимах сверхпластичности.

Сверхпластичность может иметь место лишь при условии, когда в процессе деформации (растяжения образца) не образуется локальной деформации.

При локализации деформации в образце возникает местное утонение шейки и он сравнительно быстро разрушается.

Высокое сопротивление образованию шейки при растяжении образца в условиях сверхпластичности связано с большой чув­ствительностью напряжения течения σ к изменению скорости деформации ε: σ = k ε^т, где k – коэффициент, зависящий от струк­туры и условий испытания; т – показатель скоростной чувстви­тельности напряжения течения.

Для идеально вязких (ньютоновских) твердых тел m = 1 и удлинение не должно сопровождаться образованием шейки. В случае обычной пластической деформации m < 0,2, а в условиях сверхпластической деформации m > 0,3 (обычно 0,4-0,7).

Когда при сверх пластической деформации начинается образо­вание шейки, в этом участке образца возрастает е и из-за высокого значения т увеличивается сопротивление течению о, благодаря чему образование шейки прекращается. Этот процесс непрерывно повторяется, приводя к образованию так называемой бегущей шейки (размытых шеек), когда она перемещается по длине образца, не давая локализованного сжатия. При такой квазиравномерной деформации достигаются очень большие удлинения при растяже­нии образца.

Структурная сверхпластическая деформация протекает глав­ным образом благодаря зернограничному скольжению, хотя в опре­деленной степени существует и внутризеренное дислокационное скольжение.

Проблема создания промышленного структурного сверхпла­стичного материала – это прежде всего получение ультрамелкого равноосного зерна и сохранение его при сверхпластической дефор­мации.

Стабилизация размеров зерна достигается: 1) применением двухфазных сплавов с объемным соотношением фаз 1:1; в этом случае имеет место максимальное развитие межфазовой поверх­ности, что обеспечивает взаимное торможение роста зерен фаз; 2) использованием дисперсных выделений, являющихся барьером для перемещения границ зерен. В настоящее время для обработки в состоянии сверхпластичности чаще используют циклоалюминие­вый сплав ЦА22 (22 % А1), титановые α+β-сплавы, двухфазные α+γ'-сплавы меди и цинка (латунь), алюминиевый сплав, состоя­щий из α-раствора и дисперсных частиц Al₃Zr, и некоторые другие.

Явление сверхпластичности в промышленности используют при объемной изотермической штамповке и при пневмоформовке.

Сверхпластичность позволяет в процессе штамповки за одну операцию получить детали сложной формы, повысить коэффициент использования металла, уменьшить трудоемкость и стоимость изготовления изделий. Недостатком является необходимость на­грева штампов до температуры обработки и малая скорость дефор­маций.

4.4. РАЗРУШЕНИЕ МЕТАЛЛОВ

Под разрушением понимают процесс зарождения и раз­вития в металле трещин, приводящий к разделению его на части. Разрушение происходит в результате или развития нескольких трещин, или слияния рядом расположенных трещин в одну маги­стральную трещину, по которой происходит полное разрушение.

Разрушение может быть хрупким (в металлах – квазихрупким) и (или) вязким. Механизм зарождения трещин одинаков как при хрупком, так и при вязком разрушении. Возникновение микро­трещин чаще происходит благодаря скоплению движущихся дисло­каций (пластической деформации) перед препятствием (границами зерен, межфазными границами, перед всевозможными включения­ми и т. д.).

В месте скопления дислокации они могут прийти в столь тесное соприкосновение, что их экстраплоскости сливаются, а под ними образуется зародышевая трещина (рис. 28). Трещина образуется в пло­скости, перпендикулярной к плоскости скольжения, когда плотность дислокаций достигает 10¹² - 10¹³ см^-2, а касательные напряжения у вершины их скопления ~0,7 G. При хрупком разрушении возник­шая трещина становится нестабильной и растет самопроизвольно, если ее длина (при заданном напряжении) превышает некоторое критическое значение, а вер­шина трещины сохраняет остроту, соизме­римую (по радиусу у вершины) с атом­ными размерами. В этом случае напряже­ния на краю трещин оказываются доста­точными для нарушения межатомной связи. При разрушении распространяющаяся трещина будет окаймлена узкой зоной пластической деформации, на создание которой затрачивается дополнительная энергия. Вязкое и хрупкое разрушения различаются между собой по величине пластической зоны у вершины трещины. При хрупком разрушении величина пластической зоны в устье трещины мала. При вязком разруше­нии величина пластической зоны, идущей впереди распространяю­щейся трещины, велика, а сама трещина затупляется у своей вер­шины.

Вязкое разрушение обусловлено малой скоростью распростра­нения трещины. Скорость распространения хрупкой трещины весьма велика. Для стали скорость роста трещины достигает 2500 м/с. Поэтому нередко хрупкое разрушение называют «вне­запным», или «катастрофическим», разрушением.

Вязкое и хрупкое разрушения можно связать с энергоемкостью процесса разрушения при том или ином виде испытания. Вязкому разрушению соответствуют обычно высокие значения поглощенной энергии, т. е. большая работа распространения трещины. Энерго­емкость хрупкого разрушения мала и соответственно работа распространения трещины также мала.

С точки зрения микроструктуры существуют два вида разрушения – транскристаллитное и интеркристаллитное. При транскристаллитном разрушении трещина распространяется по телу зерна, а при интеркристаллитном она проходит по границам зерен.

При распространении трещины по телу зерна может происходить как вязкое, так и хрупкое разрушение. Межзеренное разрушение всегда является хрупким. Надо отметить, что межзеренное разрушение присутствует всегда, но больше проявляется при хрупком разрушении.

По внешнему виду излома различают: 1) хрупкий (светлый) излом (рис. 29, a, 1), поверхность разрушения которого харак­теризуется наличием блестящих плоских участков; такой излом свойствен хрупкому разрушению; 2) вязкий (матовый) излом (рис. 29, а, 4), поверхность разрушения которого содержит весьма мелкие уступы – волокна, образующиеся при пластической де­формации зерен в процессе разрушения; этот излом свидетель­ствует о вязком разрушении. Смешанный характер разрушения показан на рис. 29, а, 2, 3.

Изучение тонкой структуры излома с помощью электронного микроскопа (микрофрактография) позволяет более уверенно судить о вязком или хрупком характере разрушения. Вязкое разрушение характеризуется ямочным («чашечным») изломом (рис. 29, б, пер­вый слева); ямка – микроуглубление на поверхности излома, возникающее в результате образования, роста и слияния микропустот. Глубина ямки определяется способностью металла к локаль­ной пластической деформации.

Излом при хрупком разрушении имеет ручьистый узор (см. рис. 29, б), представляющий собой систему сходящихся ступенек скола образующихся в результате деформации разрушения пере­мычек между хрупкими трещинами, распространяющимися путем скола по параллельным, близко расположенным кристаллографическим плоскостям. В отличие от вязкого разрушения хрупкое разрушение распространяется внутри отдельных зерен вдоль плоскости с наиболее плотной упаковкой атомов, называемой плоскостью скола.

Вязкий чашечный и хрупкий ручьистый изломы относятся к транскристаллическому разрушению.

При исследовании на электронном микроскопе хрупкое разрушение, идущее по границам зерен, выявляется в виде гладких поверхностей, так называемых фасеток зернопограничного скола часто с некоторым количеством выделившихся частиц (см. рис. 29).

Межзеренное разрушение облегчается при выделении по границам зерен частиц хрупкой фазы.

Одни и те же (по составу) сплавы в за­висимости от предшествующей обработки и метода испытания могут быть и вязки­ми и хрупкими.

Многие металлы (Fe, Mo, W, Zn и др.), имеющие ОЦК и ГПУ кристаллические решетки, в зависимости от температуры могут разрушаться как вязко, так и хрупко. Понижение температуры обуслов­ливает переход от вязкого к хрупкому разрушению. Это явление получило назва­ние хладноломкости. Явление хладнолом­кости можно объяснить схемой А. Ф. Иоффе (рис. 30). Понижение температуры практически не изменяет сопро­тивления отрыву (разрушающего напряжения), но повышает сопро­тивление пластической деформации σ_т (предел текучести). Поэтому металлы, вязкие при сравнительно высоких температурах, могут при низких температурах разрушаться хрупко. В указанных усло­виях сопротивление отрыву достигается при напряжениях, мень­ших, чем предел текучести. Точка пересечения кривых σ_т и S _отр, соответствующая температуре перехода металла от вязкого разру­шения к хрупкому, получила название критической температуры хрупкости, или порога хладноломкости (t_п.х). Чем выше скорость реформации, тем больше склонность металла к хрупкому разру­шению. Все концентраторы напряжений способствуют хрупкому разрушению. С увеличением остроты и глубины надреза склон­ность к хрупкому разрушению возрастает. Чем больше размеры изделия, тем больше вероятность хрупкого разрушения (масштаб­ный фактор).

5. ВЛИЯНИЕ НАГРЕВА НА СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА ДЕФОРМИРОВАННОГО МЕТАЛЛА

Большая часть работы (до 95 %), затрачиваемой на деформацию металла, превращается в теплоту (металл нагревается), остальная часть энергии аккумулируется в металле в виде повышенной плотности несовершенств строения (вакансий и, главным обра­зом, дислокаций). О накоплении энергии свидетельствует также рост остаточных напряжений в результате деформации. В связи с этим состояние наклепанного металла термодинамически неустой­чиво. При нагреве такого металла в нем протекают процессы возврата, полигонизации и рекристаллизации, обусловливающие возвращение всех свойств к свойствам металла до деформации.

5.1. Возврат и полигонизация

При нагреве до сравнительно низких температур (обычно ниже (0,2-0,3) Т _пл) начинается процесс возврата, под которым понимают повышение структурного, совершенства наклепанного металла в результате уменьшения плотности дефектов строения, однако без заметных изменений структуры, видимой в световом микроскопе, по сравнению с деформированным состоянием.

В процессе возврата различают две стадии. При более низких температурах (ниже 0,2 Т _пл) протекает собственно первая стадия возврата, когда происходят уменьшение точечных дефектов (вакан­сий) и небольшая перегруппировка дислокаций без образования новых субграниц.

Избыточные вакансии и межузельные атомы поглощаются дис­локациями при перераспределении последних при нагреве. Кроме того, происходит сток вакансий к границам зерен, что определяет уменьшение их концентрации. Далее вакансия и межузельные атомы при встрече взаимодействуют с уменьшением энергии.

Вторая стадия возврата – полигонизация, под которой пони­мают фрагментацию кристаллитов на субзерна (полигоны) с мало­угловыми границами, происходит при нагреве до более высоких температур.

Для объяснения процесса полигонизации предложен следую­щий дислокационный механизм. При деформации кристалла, на­пример, путем изгиба возникают дислокации, неупорядоченно рас­пределенные в плоскостях скольжения (рис. 31, а). При нагреве, достаточном для протекания самодиффузии, дислокации различ­ных знаков аннигилируют, а избыточные дислокации одного знака

Вторая стадия возврата – полигонизация, под которой пони­мают фрагментацию кристаллитов на субзерна (полигоны) с мало­угловыми границами, происходит при нагреве до более высоких температур.

Для объяснения процесса полигонизации предложен следую­щий дислокационный механизм. При деформации кристалла, на­пример, путем изгиба возникают дислокации, неупорядоченно рас­пределенные в плоскостях скольжения (рис. 31, а). При нагреве, достаточном для протекания самодиффузии, дислокации различ­ных знаков аннигилируют, а избыточные дислокации одного знака выстраиваются в дислокационные стенки, что приводит к образо­ванию в монокристалле или в зернах поликристалла субграниц, ограничивающих субзерна (полигоны), свободные от дислокаций (рис. 31, б). Процесс полигонизации этого классического типа протекает после небольших деформаций при нагреве до (0,25-0,3) Т_пл. На рис. 31, в представлены субзерна в структуре низко­углеродистой стали.

Укрупнение субзерен (полигонов) при увеличении времени или повышении температуры и очищение их объема от дислокаций приводят к снижению прочности.

5.2. РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИЯ

Первичная рекристаллизация. При дальнейшем повы­шении температуры подвижность атомов возрастает и при достиже­нии определенной температуры образуются новые равноосные зерна.

Как видно из рис. 32, до температуры t_п.р сохраняется дефор­мированное зерно. При температуре выше t_п.р в деформированном металле растут зародыши (рис. 32) новых зерен с неискаженной решеткой, отделенные от остальной части матрицы границами с большими углами разориентации (большеугловыми границами).

При нагреве наклепанного металла не восстанавливается ста­рое зерно, а появляется совершенно новое зерно, размеры которого могут существенно отличаться от исходного. Образование новых, равноосных зерен вместо ориентированной волокнистой структуры деформированного металла называется рекристаллизацией обра­ботки, или первичной рекристаллизацией.

Образование новых зерен и резкое снижение плотности дисло­каций приводит к высвобождению основной доли накопленной в процессе холодной пластической деформации энергии в объеме металла. Это является термодинамическим стимулом рекристалли­зации обработки. В результате рекристаллизации наклеп практи­чески полностью снимается и свойства приближаются к их ис­ходным значениям. Как видно из рис. 32, при рекристаллизации временное сопротивление σ_в и особенно предел текучести σ_т резко снижаются, а пластичность δ возрастает. Разупрочнение объясняется снятием искажения решетки и резким уменьшением плотности дислокаций. Плот­ность дислокаций после рекри­сталлизации снижается с 10¹⁰-10¹² до 10⁶-10⁸ см^-2. Наимень­шую температуру начала рекри­сталлизации t _п.р (см. рис.32), при которой протекает рекри­сталлизация и происходит разу­прочнение металла, называют температурным порогом рекри­сталлизации.

Эта температура не является постоянной физической величи­ной, как, например, температура плавления. Для данного металла (сплава) она зависит от длительности нагрева, степени предвари­тельной деформации, величины зерна до деформации и т.д. Темпе­ратурный порог рекристаллизации тем ниже, чем выше степень деформации, больше длительность нагрева или меньше величина зерна до деформации.

Температура начала рекристаллизации t _п.р металлов, подверг­нутых значительной деформации, для технически чистых металлов составляет примерно 0,4 Т_пл (правило А.А. Бочвара), для чистых металлов снижается до (0,1-0,2) Т_пл, а для сплавов твердых растворов возрастает до (0,5-0,6) Т_пл.

Для полного снятия наклепа металл нагревают до более высо­ких температур, чтобы обеспечить высокую скорость рекристал­лизации и полноту ее протекания. Такая термическая обработка получила название рекристаллизационного отжига.

Собирательная рекристаллизация. После завершения первич­ной рекристаллизации в процессе последующего нагрева происхо­дит рост одних рекристаллизованных зерен за счет других. Про­цесс роста новых рекристаллизованных зерен называют собира­тельной рекристаллизацией. Основной причиной собирательной рекристаллизации является стремление к уменьшению зерногра-ничной («поверхностной») энергии благодаря уменьшению протя­женности границ при росте зерна. Дисперсные частицы второй фазы тормозят рост зерна. При температуре выше t' пластич­ность может уменьшаться, что объясняется сильным ростом зерна – явление перегрева при рекристаллизации (см. рис. 32).

Вторичная рекристаллизация. Если какие-то из новых зерен имеют предпочтительные условия для роста, то эту стадию рекри­сталлизации называют вторичной.

Зерна, растущие с большой скоростью, можно условно рас­сматривать как зародышевые центры, и поэтому процесс их роста получил название вторичной рекристаллизации. В результате вторичной рекристаллизации образуется множество мелких зерен и небольшое число очень крупных зерен. Вторичная рекристал­лизация, вероятно, вызывается благоприятной для роста кри­сталлографической ориентацией отдельных зерен, меньшей чем у других зерен концентрацией дефектов (величиной объемной энергии) и более высокой подвижностью границ в результате неравномерного выделения примесей. Вторичная рекристаллиза­ция, вызывающая образование крупного зерна и разнозернистости, способствует снижению механических свойств металлов.

Величина зерна после рекристаллизации. Величина рекристал­лизованного зерна оказывает большое влияние на свойства ме­талла. Металлы и сплавы, имеющие мелкое зерно, обладают повы­шенной прочностью и вязкостью. Однако в некоторых случаях необходимо, чтобы металл имел крупное зерно. Так, трансформа­торная сталь или техническое железо наиболее высокие магнитные свойства имеют при крупном зерне. Величина зерна после холод­ной пластической деформации и рекристаллизации может быть больше или меньше величины исходного зерна. Величина зерна зависит от температуры рекристаллизационного отжига (рис. 33, а), его продолжительности (рис. 33, б), степени предварительной деформации (рис. 33, в), химического состава сплава, величины исходного зерна, наличия нерастворимых примесей и т. д. При данной степени деформации с повышением температуры и при увеличении продолжительности отжига величина зерна возрастает. Величина рекристаллизованного зерна тем меньше, чем больше степень деформации (см. рис. 33, в). При температурах t₁ и t₂ (выше t _п.р) образование рекристаллизованного зерна происходит не сразу (см. рис. 33, б), а через некоторый отрезок времени (0n, 0n') – инкубационный период.

Дата добавления: 2014-01-07