Деформационное упрочнение металлов реферат

Обновлено: 02.07.2024

4. Влияние нагрева на структуру и свойства деформированного металла.

5. Причины расхождение кривых S–е при разных температурах.

6. Влияние легирования и примесей на вид кривых напряжения.

Рекомендуемые материалы

Курсовой проект, вариант ВВШ-6. Цепной транспортер с горизонтальным двухступенчатым цилиндрическим соосным однопоточным редуктором (первая ступень - косозубая внешнее зацепление, вторая - прямозубая внутренне зацепление)

Вариант 1635, привод ленточного транспортера с двухступенчатым цилиндрическим редуктором, по развернутой схеме

Деформационное упрочнение металлов

Для непрерывного продолжения деформации образца требуется постоянное увеличение действующих на него напряжений. Это явление называется деформационным упрочнением. После предварительной холодной деформации прочностные характеристики материала повышаются (наклёп). Деформационное упрочнение обусловлено торможением дислокаций. Чем труднее перемещаться дислокациям в материале, тем больше коэффициент (модуль) деформационного упрочнения – производная напряжения по деформации. Для строго анализа закономерностей деформационного упрочнения необходимо пользоваться кривыми в координатах истинное напряжение (S или t) – деформация (e или g). Поскольку пластическая деформация скольжением в металлах осуществляется за счёт движения дислокаций в определённых плоскостях под действием касательных напряжений, более правильно строить кривые t – g. Приведённое напряжение сдвига:

где θ – угол между нормалью к плоскости скольжения и осью растяжения;

γ – угол между направлением скольжения и осью растяжения.

Когда ось растяжения перпендикулярна плоскости скольжения (γ=90 0 ) или параллельна ей (θ=90 0 ), то t_п=0. t_max получается, если θ=γ=45 0 .

Приведённая деформация сдвига определяется по формуле:

где θ₀ и γ₀ – величина θ и γ в начальный момент деформации;

l_к и l₀ – начальная и конечная (в любой момент испытания) расчётная длина образца.

Влияние нагрева на структуру и свойства деформированного металла

Основные эффекты этого влияния в области температур до начала интенсивного термического возврата показаны на примере трехстадийной кривой растяжения монокристаллов никеля – рисунок 11. Видно, что нагрев при испытании в низкотемпературной области приводит к снижению уровня напряжений течения, сокращению первых двух стадий упрочнения и расширению третьей, уменьшению коэффициента деформационного упрочнения на этой третьей стадии.

Наиболее важным результатом повышения температуры для поликристаллов является снижение коэффициента упрочнения на 3 стадии из-за облегчения поперечного скольжения (на 1 и 2 стадиях dt/dg) также снижается из-за уменьшения модуля сдвига, но эффект очень невелик. Это приводит к тому, что кривые растяжения поликристаллов при разных температурах могут заметно различаться по степени деформационного упрочнения и уровню напряжений течения (рисунок 11).

Чем легче идет поперечное скольжение при самых низких температурах, тем меньше влияние нагрева на dS/de. Например, повышение температуры испытания о.ц.к. металлов с высокой энергией дефекта упаковки слабо сказывается на коэффициенте упрочнения, кривые здесь отличаются в основном уровнем напряжений.

В общем случае расхождение кривых S–е при разных температурах, (например, на рисунке 12, а), обусловлено двумя разными причинами: 1) различием субструктур, возникающих при разных температурных испытаниях и 2) зависимостью напряжения течения (при одинаковой субструктуре) от температуры. Предположим, что действует только вторая причина. Тогда, если после прекращения деформации при Т₂ в точке В мгновенно снизить температуру до Т₁, то напряжение течения скачком повысится до значения D и при дальнейшей деформации кривая пойдет так же, как будто мы с самого начала растягивали образец при Т₁.

Рисунок 11 – Кривые деформационного упрочнения

монокристаллов никеля при разных температурах

Предположим теперь, что расхождение кривых на рисунке 12, а связано только с разницей в субструктурах. В этом случае после снижения температуры от Т₂ до Т₁ в точке В изменится только наклон кривой: дальнейшему растяжению при Т₁ соответствует пунктир ВК, причем кривая ВК не параллельна кривой ОDЕ, так как “исходные” субструктуры в точках В и D разные.

Ясно, что при действии обеих рассматриваемых причин мы будем иметь какой-то промежуточный вариант (СL на рисунке 12, а). Относительный вклад каждой из причин количественно оценивается отношением , которое можно определить экспериментально. Чем ближе это отношение к единице, тем более значительно влияние температурной зависимости напряжения течения.

Однако эксперименты показывают, что для чистых металлов температурная зависимость сопротивления деформации незначительна, и главной причиной влияния температуры на напряжение течения и коэффициент упрочнения является разница в субструктурах, формирующихся при разных температурах испытания. У алюминия и меди, в частности, отношение близко к единице (1,1…1,4), а .

При этом для г.ц.к.- и г.п.у.-металлов действует установленная Коттреллом и Стоксом закономерность

=const,

где ΔS – изменение напряжения течения, вызванное мгновенным изменением температуры в процессе деформации (с постоянной скоростью), равное S_c - S_B;

S – начальное (S_B) или конечное (S_C) напряжение.

а – снижение температуры; б – повышение температуры

Рисунок 12 – Влияние изменения температуры испытания на кривые деформационного упрочнения

Влияние легирования и примесей на вид кривых напряжения

Знание этих особенностей пластической деформации твердых растворов и гетерофазных сплавов позволяет предсказать и объяснить основные эффекты воздействия легирования на деформационное упрочнение.

Примеси в технических металлах и малые количества легирующих элементов, входящих в твердый раствор, оказывают влияние на вид кривых растяжения в основном через образование примесных атмосфер на дислокациях. Влияние это проявляется, как правило, на начальных этапах пластической деформации.

Отличия деформационного упрочнения концентрированных твердых растворов от чистых металлов наиболее полно можно выявить, сопоставив соответствующие кривые монокристаллов, благоприятно ориентированных для одиночного скольжения. На рисунке 13 такое сопоставление сделано на примере никеля и его сплавов – твердых растворов с кобальтом. В целом характер кривых остается аналогичным, что свидетельствует об идентичности процессов, определяющих упрочнение чистых металлов и твердых растворов. В то же время видно, что растворение легирующего элемента вызывает прогрессирующее: а) повышение критического напряжения сдвига; б) удлинение стадии легкого скольжения; в) повышение напряжений перехода ко 2 и особенно к 3 стадиям; г) увеличение коэффициента деформационного упрочнения на 3 стадии. Рост критического напряжения сдвига обусловлен увеличением сил трения при движении дислокаций в решетке с наличием инородных атомов. Увеличение протяженности первой стадии при легировании – результат затруднения начала скольжения в новых плоскостях: если критическое напряжение сдвига возрастает, то концентрация напряжений у скоплений дислокаций в твердом растворе, необходимая для инициирования скольжения в новых плоскостях, тоже растет и, следовательно, легкое скольжение может продолжаться до больших деформаций.

Рисунок 13 – Кривые деформационного упрочнения никеля

и твердых растворов кобальта в никеле при 295 К

Особенно важным является повышение напряжения перехода к третьей стадии и увеличение здесь коэффициента упрочнения. Это связано с затруднением в результате легирования поперечного скольжения дислокаций (из-за увеличения сил трения), упорядочения и, очень часто, уменьшения энергии дефекта упаковки. В результате коэффициент деформационного упрочнения и уровень напряжений течения поликристаллических сплавов – твердых растворов оказываются более высокими, чем чистого металла.

Количественно разница в деформационном упрочнении чистого металла и твердого раствора колеблется в широких пределах и определяется типом решетки и различием таких параметров, как энергия дефекта упаковки, размерное и электрохимическое несоответствие атомов растворителя и добавки (оно определяет степень искажения решетки и прирост силы трения при легировании), степень порядка и др.

Например, при комнатной температуре коэффициент упрочнения г.ц.к. поликристаллов Ni₃Fe, Cu₃Аu и Au₃Cu с упорядоченной структурой примерно в два раза больше, чем в отсутствие дальнего порядка. В то же время упорядочение сплавов с о.ц.к.- и г.п.у.- решетками весьма слабо сказывается на деформационном упрочнении. Ясно, что увеличение разницы в энергиях дефекта упаковки сплава и исходного металла, а также степени атомного несоответствия легирующего элемента и основы при прочих равных условиях усиливает различия в деформационном упрочнении. Чем ниже температура испытания, тем более значительны эти различия твердых растворов и чистых металлов. Однако если они обусловлены упорядочением, то влияние температуры становится неоднозначным: пока с повышением температуры степень порядка растет, разница в деформационном упрочнении увеличивается, и наоборот.

Легирующие элементы, вызывающие образование избыточных фаз, усиливает деформационное упрочнение с самого начала пластического течения. При наличии достаточно большого количества дисперсных выделений стадия легкого скольжения может быть полностью подавлена, и кривая упрочнения монокристалла оказывается по виду такой же, как у поликристалла.

По мере деформации таких сплавов степень упрочнения может даже на начальных этапах возрастать за счет образования дислокационных петель между частицами и соответствующего уменьшения “эффективного” расстояния между ними. Частицы второй фазы затрудняют как консервативное скольжение дислокаций, так и неконсервативное их движение – поперечное скольжение и переползание. Поэтому они способствуют увеличению коэффициента упрочнения и росту напряжений течения на всех стадиях деформации и практически при всех температурах (хотя, конечно, с повышением температуры их упрочняющее действие ослабляется).

Как известно, в процессе пластической деформации резко увеличивается концентрация точечных дефектов, в первую очередь, вакансий. Это приводит к ускорению диффузионных процессов при испытании. В технических сплавах ускорение диффузии в процессе испытания проявляется особенно часто и имеет важное значение. Это относится в первую очередь к тем сплавам, в которых возможны диффузионные фазовые превращения. Последние, особенно при повышенных температурах испытания, могут вызывать различные аномалии в ходе кривых упрочнения. Например, в стареющих сплавах повышение температуры в определенном диапазоне может вызывать не снижение, а повышение уровня напряжений течения и коэффициента деформационного упрочнения однофазного до испытания материала.

В металлах и сплавах с высокодисперсной структурой одновременное воздействие напряжений и повышенных температур вызывает уже упоминавшийся эффект сверхпластичности. Типичный пример – монотектоидный сплав цинка с 22 % Аl, на котором было открыто А.А. Бочваром и З.А. Свидерской явление сверхпластичности цинкалюминиевых сплавов.

При температурах 473…543 К и определенном интервале скоростей растяжения образцы этого сплава проявляют все признаки сверхпластической деформации. Помимо большого удлинения (10 2 …10 3 %) для такой деформации характерны очень низкие напряжения течения, плавно снижающиеся на большей части кривой растяжения. Такое аномальное разупрочнение обусловлено существенным снижением скорости деформации в процессе испытания с постоянной скоростью деформирования (чем больше длина образца, тем меньшему относительному удлинению соответствует то же абсолютное удлинение и меньше скорость деформации). В результате замедления деформации полнее успевают проходить термически активируемые процессы в приграничных зонах, легче идет межзеренная деформация и напряжение течения снижается.

1. Золотаревский В.С. Механические свойства металлов. – М.: Металлургия, 1998. – 306 с.

2. Бернштейн М.Л., Займовский В.А. Механические свойства металлов. – М.: Металлургия, 1979. – 496 с.

Одно из существенных явлений, наблюдаемых в деформируемых кристаллах, — это их упрочнение в результате холодной деформации. Подробное рассмотрение этого явления несомненно имеет не только практический интерес, но и теоретический, так как непосредственно связано с изменениями строения.

Для металлов с кубической решеткой кривую упрочнения можно в первом приближении представить в виде параболической зависимости между деформирующим напряжением и деформацией, в для металлов с гексагональной решеткой наблюдается примерно линейная зависимость между этими параметрами (рис. 55). Этот факт в сочетании с общими представлениями о физической природе упрочнения как о процессе создания препятствий для движения дислокаций позволяет считать, что упрочнение в процессе пластической деформации определяется главным образом взаимодействием дислокаций, приводящим к таким изменениям в структуре, при которых движение дислокаций становится затруднительным. Меньшее упрочнение при наклепе металлов, имеющих гексагональную решетку, по сравнению с металлами кубической сингонии, очевидно, связано с наличием меньшего числа систем легкого сдвига в гексагональной решетке по сравнению с кубической. В этом последнем случае неизбежно скольжение по пересекающимся плоскостям и направлениям, в результате чего скольжение из одинарного превращается в множественное, характерное взаимодействием дислокаций, с созданием их сложных конфигураций и эффективных барьеров, а отсюда получением большего упрочнения при наклепе.

Исходя из этого, приведенная на рис. 56 кривая, на которой можно различить три стадии упрочнения, является общей для всех кристаллов. В зависимости от типа решетки эти стадии могут иметь pазное развитие либо совсем отсутствовать.

Стадия I, отмечаемая на кривой зависимости напряжения от деформации (рис. 56), характерна облегченным скольжением, развитие которого в сильной степени зависит от ориентации кристалла относительно внешнего напряжения и от наличия примесей. Эта область легкого скольжения характеризуется примерно линейной зависимостью деформирующих напряжений от деформации с малой величиной коэффициента упрочнения. Скольжение на этой стадии определяется перемещением дислокаций по первичным системам скольжения с осуществлением одинарного скольжения.

Для гексагональных кристаллов, в которых скольжение проходит преимущественно по одной системе, стадия I характерна для всей кривой упрочнения, если не происходит двойникования.

В процессе стадии I образуются тонкие линии скольжения, равномерно распределенные по всей поверхности кристалла на расстоянии друг от друга, равном 200—300 А. Величина сдвига в каждом следе скольжения колеблется от 30 до 50 А. Деформация на этой стадии идет главным образом возникновением новых линий скольжения, плотность которых повышается с ростом деформации.

Деформирующие напряжения растут пропорционально деформации. Коэффициент упрочнения оА/Ае зависит от длины свободного пробега дислокаций, которая определяется препятствиями, созданными еще в исходном состоянии металла, например границами в нем. Так как взаимодействие дислокаций отсутствует, то количество препятствий в ходе пластической деформации не меняется, и коэффициент упрочнения не должен зависеть от ориентации кристалла. Это действительно выполняется для гексагональных кристаллов и тонких (диаметром менее 1 мм) кубических кристаллов.

В кубических кристаллах большей толщины трудно предотвратить множественное скольжение и соответственно взаимодействие дислокаций с образованием новых препятствий. В этих условиях коэффициент упрочнения начинает зависеть от ориентации кристалла; упрочнение растет в связи с уменьшением длины свободного пробега.

Таким образом, стадия I возможна лишь при отсутствии препятствий, характерных для множественного (турбулентного) скольжения. В этом случае процесс упрочнения протекает медленно, в кристалле накапливается небольшое число дислокаций и расстояния между ними велики. Часто для некоторых г. ц. к. кристаллов, в которых быстро наступает множественное скольжение, стадия I практически не наблюдается; если же она существует, то обычно не продолжительна и прекращается после весьма небольшой деформации. Так, в а-латуни и нержавеющей стали это происходит уже при удлинении 1—2%. По-видимому, единственный фактор упрочнения при единичном (легком) скольжении — задержка части дислокаций у субграниц., в кристалле.

Экспериментами, предусматривающими комбинированное деформирование кручением и растяжением (монокристаллов меди), показано, что интенсивное упрочнение на стадии II связано с множественным скольжением при непрерывно проходящей небольшой деформации по вторичным системам скольжения, сопровождаемой образованием эффективных препятствий при пересечении подвижных дислокаций.

На стадии II формируется ячеистая структура (см. выше), для описания которой исходят из следующего:

а) ячейки (поперечником 1—3 мкм) практически свободны от дислокаций и ограничены дислокационными субграницами (толщиной 0,1—0,2 мкм), в которых сосредоточены почти все дислокации;

б) дислокационные субграницы ячеек могут быть представлены как состоящие из групп одноименных дислокаций, причем в каждой группе имеется п дислокаций; на единицу площади имеется N таких групп и p=Nn,

в) среднее расстояние l между группами в субгранице ячейки равно 1/V N; средний пробег одной дислокации (пока она достигнет субграницы ячейки) L; чем больше групп (больше деформация на стадии II, большое количество дислокаций в субгранице, ограничивающей ячейку), тем меньше l и тем меньше L (для стадии I: L=KIl).

На стадии II дислокации двигаются через поля напряжений разных групп. Поле напряжений от одной группы может быть оценено напряжением Пайерлса — Набарро (увеличенным в n раз) o = K2Gbn/2пl. Степень пластической деформации e=рbL (см. выше).

Коэффициент упрочнения на стадии II DII = Ao/Ае.

Итак, коэффициент упрочнения стадии II определяется чисто геометрическими факторами и не зависит от L, l, o. Это означает, что деформационное упрочнение линейно зависит от степени деформации. Зависимость напряжения от плотности дислокаций

является общей зависимостью для всех металлов на стадии it. Величина n — коэффициент пропорциональности между o и Vp: чем выше n, тем выше o при той же плотности дислокаций р. Иными словами, чем труднее протекает поперечное скольжение или другие процессы, определяющие выход дислокаций из своей плоскости (т. е. чем выше их число п в каждой группе), тем больше деформационное упрочнение. Поэтому в латуни, в которой в связи с легированием цинком уменьшается энергия дефекта упаковки и затрудняется перераспределение дислокаций, деформационное упрочнение выше, чем в меди.

При электронномикроскопическом анализе следов скольжения получены подтверждения изменения характера скольжения при переходе к стадии II. Длина линий скольжения уменьшается и появляются новые очень тонкие линии длиной около 10 мкм, образовавшиеся в результате скольжения по латентным плоскостям. Длина линий скольжения на стадии II уменьшается приблизительно линейно с ростом деформации.

Создание препятствий, задерживающих распространение сдвига по плоскостям скольжения и вызывающих сильное упрочнение на стадии II, приводит к неравномерному распределению деформации по объему кристалла. Хотя большинство линий скольжения по-прежнему остается расположенным на расстоянии около 200—300 А друг от друга, наряду с ними появляются тонкие линии скольжения, удаленные на расстояние до 2500 А. Средний промежуток между линиями скольжения несколько возрастает, причем последние распределяются неравномерно.

Экспериментально установлено, что в начале стадии III (как на стадии II) образуются тонкие линии скольжения, длина которых продолжает уменьшаться с ростом деформации. Это означает, что не происходит разрушения препятствий для движения дислокаций при повышении деформирующих напряжений и температуры. Если бы такое разрушение барьеров имело место, то на протяжении стадии III должно было наблюдаться непрерывное увеличение длины линий скольжения.

Параллельные линии (или группы линий) скольжения на стадии III соединяются между собой поперечными линиями скольжения по плоскостям вторичных систем. Число таких соединений и величина сдвига в поперечных следах скольжения растут с увеличением деформации на стадии III, что приводит при последовательном увеличений деформации к образованию полос скольжения и их фрагментации. Таким образом, характерной особенностью деформации на стадии III является развитие поперечного скольжения, которое и является основным механизмом обхода дислокациями барьеров, созданных на стадии II.

Наклон кривой упрочнения на стадии III (характеризующий коэффициент упрочнения) уменьшается. Деформирующие напряжения на этой стадии сильно зависят от температуры. На этой стадии возникает новое распределение дислокаций в объеме кристалла, причем оно не может быть охарактеризовано только суммарным напряжением или величиной деформации, так как существенно зависит от программы деформирования — способа, каким было достигнуто напряжение или деформация при данной температуре.

1. Энергия активации динамического возврата находится в зависимости от величины приложенного напряжения.

2. Чем выше энергия дефекта укладки (чем меньше ширина растянутой дислокации), тем ниже величина энергии активации динамического возврата (тем легче осуществляется поперечное скольжение).

Сделаны попытки связать деформационное упрочнение, в частности на стадиях II и III, со значениями накопленной энергии деформирования. Это направление интересно тем, что экспериментальные данные сравниваются с расчетными, получаемыми по теории деформационного упрочнения, предложенной Кульман-Вильсдорф. Согласно этой теории повышение деформирующих напряжений в ходе пластического течения обусловлено взаимодействием движущихся дислокаций с точечными дефектами, плотность которых при деформации резко возрастает пропорционально (Al/l)3/2, где Аl/l — степень деформации предложена следующая схема: пересечение винтовых дислокаций мри деформировании сопровождается образованием порогов, движение этих порогов генерирует вакансии). Точечные дефекты не только скапливаются (образуют атмосферы) вокруг дислокаций, но участвуют в сложном взаимодействии дислокаций на стадиях II и III, точечные дефекты стекают в узлы, сетки, меняют их конфигурацию, затрудняют осуществление элементарных актов пластической деформации.

На примере монокристалла серебра было показано, что имеется хорошее совпадение расчетных и экспериментальных значений отношения общей накопленной энергии Еизм к общей затраченной Eзатр на стадиях II и III. По отношениям (Eизм/Eэатр)II и (Eиэм/Eэатр)III полученным расчетным и экспериментальным путем, были проведены оценки величины накопленной энергии, связанной лишь с повышением плотности дислокаций, а также вклад в эту величину образующихся при деформации вакансий. Таким образом, отмечалась не только прямая связь накопленной энергии деформирования с изменениями в тонком строении кристаллов, но и была показана возможность расчетного определения накопленной энергии по данным изменения тонкого (дислокационного) строения в результате деформации.

В экспериментальных работах по изучению деформационного упрочнения ряда металлов найдена квадратичная зависимость приведенного напряжения сдвига т от плотности дислокаций р, которая может быть записана в следующем виде:

где т0 — напряжение, необходимое для продвижения дислокации через решетку при отсутствии других дислокаций; А — численная константа, равная 0,3/0,6; b — вектор Бюргерса.

Эта зависимость, полученная в результате обработки экспериментальных данных, совпадает с формулами, выведенными из анализа различных моделей деформационного упрочнения.

Так, по Тейлору, предполагавшему, что деформационное упрочнение обусловлено накоплением дислокаций в решетке, получается:

По Зегеру, считавшему, что основным препятствием развитию скольжения при деформационном упрочнении являются образующиеся в результате множественного скольжения своеобразные сидячие дислокации, а блокировка источников определяется обратными напряжениями от групп (или скоплений) из n заторможенных дислокаций:

Модель Бассинского связывает возрастание напряжения течения в результате деформационного упрочнения с увеличением (в процессе развития скольжения) упругого взаимодействия движущихся в плоскости скольжения дислокаций с дислокациями леса, пересекающими данную плоскость:

Мотт и Хирш предположили, что величина напряжения течения при деформационном упрочнении определяется движением порогов на винтовых дислокациях, число которых в свою очередь связано с плотностью дислокаций леса:

По Кульман-Вильсдорф напряжение течения при деформационном упрочнении соответствует напряжению, необходимому для выгибания дислокационной линии между узлами дислокационных сеток (леса):

Константа k, входящая в эти формулы, близка к единице.

Таким образом, для многих металлических кристаллов можно говорить об относительно надежной связи между приведенным напряжением сдвига и Vp. Эта зависимость имеет более ясный физический смысл, чем, например, эмпирическая зависимость Холла — Петча, связывающая предел текучести поликристаллического материала с величиной 1/VD, где D — средний поперечник зерна. Можно показать, что при попытке придать физический смысл уравнению Холла — Петча как раз приходят к зависимости напряжения течения от квадрата плотности дислокаций.

Упругой деформацией называют такую, которая исчезает после снятия нагрузок, т.е. тело восстанавливает свою первоначальную форму. Пластическая деформация остается после снятия внешней нагрузке, (тело не восстанавливает первоначальную форму и размеры).

Пластическая деформация сопровождается смещением одной части кристалла относительно другой на расстояние, значительно превышающие расстояния между атомами в кристаллической решетке металлов и сплавов.

Способность металлов и сплавов к пластической деформации имеет важное практическое значение, т.к. все процессы обработки металлов давлением основаны на пластическом деформировании заготовок.

Величина пластической деформации не безгранична, при определенных ее значениях может начинаться разрушение металла.

При пластической деформации изменяется не только форма, но и свойства деформируемого металла. В реальном поликристаллическом металле происходит изменение форм зерен (кристаллитов) дробление отдельных зерен, а также ориентация их определенных кристаллографических осей в направлении течения металла. Преимущественная ориентация зерен называется текстурой. Текстура металлов обусловливает анизотропию их механических, магнитных и электрических свойств. В общем случае анизотропия свойств металла отрицательно сказывается при дальнейшей его обработки и эксплуатации изделий. В некоторых случаях специально стремятся создать максимально текстурованный в определенных направлениях для повышения механической прочности или магнитно-электрических свойств.

Холодная деформация характеризуется изменением формы зерен, которые вытягиваются в направлении наиболее интенсивного течения металла. При холодной деформации формоизменение сопровождается изменением механических и физико-химических свойств металла. Это явление называют упрочнением (наклепом). Изменение механических свойств состоит в том, что при холодной пластической деформации по мере ее увеличения возрастают характеристики прочности, а характеристики снижаются. Металл становится более твердым, но мене пластичным. Упрочнение возникает вследствие поворота плоскостей скольжения, увеличение искажений кристаллической решетки в процессе холодного деформирования (накопление дислокаций у границы зерен).

К примеру: при обработке резанием за один час работы револьверного станка можно получить 20 болтов (без резьбы) диаметром 12 мм и длиной 25 мм, на четырехшпиндельном автомате можно получить 80 таких же станков. Болтовысадочная ковочная машина за час дает 4200 штук таких же болтов.

где - высота заготовки.

Упрочнение металлических сплавов. Решил назвать статью таким образом, т.к. это название будет охватывать сразу многие металлические материалы: и стали, и никелевые сплавы, и кобальтовые сплавы, бронзы, алюминий и его сплавы и т.д.

Как мы уже знаем (см. статью о важности металлургии), металлы и сплавы на их основе окружают нас везде в современном мире: это детали автомобилей, поездов, самолетов, судов, это детали машин и механизмов, работающих во многих жизненно важных отраслях промышленности, таких, как пищевая, текстильная и строительная.

Для использования металлических материалов в конструкциях и деталях машин и механизмов часто необходимо металлические материалы упрочнять.
Зачем упрочнять? Как упрочнять? Чем упрочнять?

А упрочнять нужно для получения менее объёмных и более легковесных конструкций и деталей, обладающих теми же свойствами, что и изделия из менее прогрессивных материалов-предшественников.

В статье про стальные чудеса света я упоминал об Эйфелевой башне и похожей на неё башне в Японии, построенной 70 лет спустя. Башня в Японии имеет массу в 2 раза меньше по сравнению с Эйфелевой, что объясняется применением более высокопрочных сталей. Еще одним перспективным направлением является использование высокопрочных сталей в конструкции автомобиля: масса автомобиля меньше, значит меньше и расход топлива. Очень даже здорово! Еще пример, очень актуальный для России, — это трубы большого диаметра для передачи нефти и газа на большие расстояния. Использование высокопрочных сталей способно уменьшить массу трубы при той же способности выдерживать давление газа или жидкости.
Итак, к теме.

Для начала нужно определиться с понятием прочность.

Мы знаем, что пластическая деформация в кристаллических телах осуществляется за счет движения дислокаций, а значит, упрочнения металла можно достичь с помощью создания препятствий для их продвижения [2, стр. 29]. Более подробно про дислокации можно прочитать, например, в справочнике [3, стр. 23-48], где все очень подробно написано. Я же, как всегда сильно упрощая, постараюсь изложить суть.

зерно — не идеальный кристалл, и внутри тела зерна есть дефекты (дислокации, вакансии, атомы примесей субзерна, ячейки).

Остановимся на дислокациях. Вот идеальная кристаллическая решетка.

Рис. Кристаллическая решетка металла.

А вот реальная решетка.

Рис. Кристаллическая решетка металла с краевой дислокацией

Так, теперь вернемся к нашим решеткам. Деформация кристалла — это по сути перемещение одних слоев атомов относительно других [2]. В случае идеального кристалла для сдвига одной плоскости относительно другой нужно разорвать все существующие связи между атомами в плоскости, а значит приложить громадные усилия. Поэтому идеальные кристаллы должны быть очень прочными.

Теперь посмотрим на реальный кристалл.

Рис. Схема сдвиговой деформации [2, стр. 29]

При приложении внешней нагрузки дислокация начинает двигаться, т.е. разрыв и восстановление связей между атомами кристаллической решетки происходит поочередно, и получается, что энергия, необходимая для деформации, будет уже гораздо меньше по сравнению с той, что нужно затратить на деформацию идеальной решетки [2, стр. 28]; а наша дислокация бежит по кристаллу подобно волне: переноса массы нет, а движение есть.

В конце концов, дислокация достигает границы (например, границы зерна), и смещение слоев атомов выходит на поверхность кристалла.
Что такое дислокации, более-менее понятно, так что теперь вернемся к нашей фразе об упрочнении за счет создания препятствий для движения дислокаций.

"Так как пластическая деформация в кристаллических телах осуществляется движением дислокаций, то упрочнение металла может быть достигнуто путем создания препятствий для их продвижения [2, стр. 29] ".

Такими препятствиями могут быть [3, 47-48]:

атомы другого хим. элемента;
другие дислокации или их скопления и конфигурации;
границы зерен и элементов субструктуры (субзёрен, ячеек);
частицы второй фазы.

Получается, добавляя дефекты в кристалл, мы его упрочняем.

Рис. Схематичная зависимость прочности металла от количества дефектов кристаллической решетки [2,стр. 62].

Из списка выше получаем соответствующий список методов упрочнения металлических материалов [4, стр. 139 и 5, стр. 21-22]:

твердорастворное упрочнение (упрочнение за счет легирования);
деформационное упрочнение и упрочнение с помощью термообработки (создание дефектов кристаллической структуры с помощью деформации или термообработки);
зернограничное и субструктурное упрочнение ;
дисперсионное упрочнение или, по-другому, дисперсионное твердение (упрочнение за счет выделения частиц второй фазы).

Теперь вкратце пробежимся по вышеизложенным пунктам.

Твердорастворное упрочнение

Атомы легирующих элементов и примесей могут находиться в кристаллической решетке

как атомы замещения (атом элемента встает на место атома основного хим. элемента, образующего решетку;
как атомы внедрения, находясь в междоузлиях решетки.

И в том и в другом случае происходит искажение кристаллической решетки, и для движения дислокации создается препятствие, такое, как, например, создает “лежачий полицейский” автомобилю.

Деформационное упрочнение

Здесь ограничусь лишь тем, что скажу, что дислокации при своем движении и взаимодействии с другими дислокациями [2, стр. 28] создают новые дислокации, которые затем сами же становятся препятствием для их движения. Это как в метро на переходе: с утра нормально, быстро проскочишь, а в час пик столько народу набежит, что потом и топчутся все у эскалатора, переваливаясь, как пингвины (на Владимирской я частенько бывал одним из таких).

Зернограничное упрочнение

Граница зерна является непреодолимым препятствием для движения дислокаций [1, стр. 116]. И чем больше границ зерен, тем мельче, значит, зерно, и тем больше упрочнение.

Данный метод имеет кое-какое преимущетво перед большинством остальных: зернограничное упрочнение не сопровождается охрупчиванием [1, стр. 114]. Более того, некоторые участки границ зерен во время деформации сами является источником дислокаций [1, стр. 116], а если дислокаций в объеме становится больше, то при своем движении они еще больше начинают друг другу мешать. Опять же упрочнение.

Способов измельчения зерна существует множество. Первый — введение в сталь таких элементов, как алюминий (см. статью про наследственную мелкозернистость сталей), ниобий или титан, которые образуют устойчивые до довольно высоких температур карбиды, нитриды и карбонитриды, которое при нагреве стали, например, под прокатку, являются подложкой для образования новых зерен (для сталей, претерпевающих гамма-альфа превращение). Чем больше будет этих частиц в объеме металла, тем мельче будет зерно. К тому же при дальнейшем нагреве стали эти частицы, находясь на границах зерен, сдерживают рост зерна как сотрудники спецназа, сдерживающие демонстрацию.

Второй способ измельчения зерна — применение термической обработки, например, термоциклирования [1, стр. 115].

В-третьих, существуют различные виды термомеханической обработки (ТМО), одним из разновидностей которой является контролируемая прокатка (КП), направленная как раз на получение мелкого зерна феррита в стали. Про ТМО и КП я напишу в скором времени, так что советую подписаться на обновления блога, чтобы этот светлый момент не упустить :).

На самом деле есть и другие способы, которые можно применять еще на стадии затвердевания стали, но сейчас про это все не буду писать: нужно закругляться — так никакой статьи не хватит.

Дисперсионное твердение

Точно так же, как и дислокации, маленькие частицы второй фазы, например, карбиды ванадия или ниобия, являются серьезными камнями преткновения для движения дислокаций, даже не камнями, а скалами.

Выделение частиц второй фазы происходит при распаде пересыщенного твердого раствора. Если сказать просто, то при определенных условиях (закалка и старение, например) атомам примесей (я сюда и легирующие отношу) становится в решетке тесновато, они выходят из нее, прихватывая с собой другие примесные атомы, и образуют соединения.

Например, в сталях из раствора выходят ниобий, ванадий, прихватывая с собой углерод и азот, и образуют карбонитриды NbxCyNz или VxCyNz, а дислокации об них потом запинаются. В никелевых сплавах из решетки выходят атомы алюминия и вместе с атомами никеля и образуют фазу гамма-штрих- Ni3Al.

Упрочнение термообработкой

На самом деле термообработка, и различные виды ТМО приводят в действие сразу несколько механизмов упрочнения. Это и создание повышенной плотности дислокаций, и задержка атомов в кристаллической решетке, или выделение частиц второй фазы.

Все эти механизмы упрочнения не живут каждый своей жизнью, а могут протекать вместе и влиять друг на друга, что чаще всего и есть на самом деле: не бывает абсолютно чистого железа без примесей, которое мы бы захотели упрочнить только деформацией, или не бывает упрочнения чисто легированием. Деформация, например, влияет на выделение второй фазы, и наоборот. Про это (о взаимовлиянии деформации и распада твердого раствора) очень здорово написано в книге [6].

Вот и все на сегодня.

Ссылки

Металлофизика высокопрочных сплавов. Учебное пособие для вузов. Гольдштейн М.И., Литвинов В.С., Бронфин Б.М. М: Металлургия, 1986. 312 с.
Гуляев А.П. Металловедение. Учебник для вузов. 6-е издание., перераб. и доп. М: Металлургия, 1986. 544.
Металловедение и термическая обработка стали. Справ. изж. — 3-е., перереб. и доп. В 3-х т. Т. II Основы термической обработки/Под ред. Бернштейна М.Л., Рахштадта А.Г. М: Металлургия, 1983. 368 с.
Гольдштейн М.И., Грачев С.В., Векслер Ю.Г. Специальные стали. Учебник для вузов. М:Металлургия, 1985, 408 с.
Матросов Ю.И. Литвиненко Д.А., Голованенко С.А. Сталь для магистральных газопроводов, М.: Металлургия, 1989. 288 с.

Если вы нашли ошибку, пожалуйста, выделите фрагмент текста и нажмите Ctrl+Enter.

Читайте также: