книги / Строение и свойства металлических сплавов

Мессбауэра [9], легирова­ ние титана железом приводит к увеличению доли ковалентной

связи; соответственно наблюдается увеличение напряжения те­

трудняющих движение дислокаций.

Упрочнение за счет препятствий

Напряжения, препятствующие движению дислокаций (кроме сопротивления кристаллической решетки), возникают за счет взаимодействия дислокаций с различными препятствиями, в том числе с другими дислокациями.

Дислокации

Когда кристалл деформируется, плотность дислокаций быст­ ро возрастает с увеличением степени деформации. Новые дисло­ кации вносят вклад в упрочнение кристалла в результате взаи­ модействия с существующими дислокациями и между собой. Результаты пластической деформации зависят от степени дефор­ мации, температуры, ориентации кристаллов и многих других факторов.

На основании изучения тонкой структуры, и механических свойств металла можно отметить в пластической области три характерные стадии кривой деформации (рис. 127): область лег­ кого скольжения /, область линейного упрочнения II (наклон кривой в этой области мало зависит от температуры, содержа­ ния примесей и других факторов) и область параболического упрочнения — температурив зависимая часть кривой III. Осо­ бенности каждой стадии трактуются в рамках дислокационных представлений.

скоплениями дислокаций столь малы, что внутренние напряже­ ния из-за нагромождения дислокаций становятся достаточными для активации источников дислокаций во вторичной системе пло­ скостей. На стадии II линии скольжения короче и менее пра­ вильны (это указывает на то, что они принадлежат нескольким системам), возникает нерегулярная сетка дислокаций. Средняя плотность дислокаций в начале второй стадии ~ 1 0 9 см~2, в кон­ це ~ 1010 см~2. Локальная плотность дислокаций в сетке дости­ гает 1011 см~2.

На стадии III наблюдается появление широких полос сколь­ жения, что объясняется механизмом поперечного скольжения винтовых компонент дислокаций. Промежутки между ними за­ полняются тонкими, короткими линиями скольжения.

В зависимости от свойств кубических кристаллов и условий деформирования отдельные стадии кривой деформации получа­ ют разное развитие. Так, в металлах с более высокой энергией дефектов упаковки (алюминий) легкое скольжение наблюдается при значительно более низких напряжениях и температурах, чем в металле с меньшей энергией (благородные металлы), вторая стадия слабо выражена и становится заметной только при весь­ ма низких температурах.

В гексагональных металлах (цинке, кадмии, магнии) обычно отмечается линейная зависимость между напряжением и дефор­ мацией на всем протяжении деформирования, особенно в обла­ сти низких и высоких температур. При этом скорость деформа­ ционного упрочнения сильно зависит от температуры, но при низ­ ких температурах кривая утрачивает температурную зависи­ мость. Для металлов с о. ц. к. решеткой наблюдается сильная зависимость кривой деформации от температуры. Во многих случаях пластическая деформация развивается путем двойникования — однородного сдвига, при котором одна часть кристалла становится зеркальным отображением другой. Двойникование

290

может быть также описано на основании дислокационных пред­ ставлений.

Любой вид пластической деформации связан с движением де­ фектов. Для деформации, осуществляемой движущимися дисло­ кациями, справедлива следующая зависимость:

в = Ш , (VIII. 6)

b — вектор Бюргерса;

N — плотность подвижных дислокаций; / — длина пути дислокаций.

Скорость движения дислокаций можно получить дифферен­

вначале резко возрастает (экспериментально показано для LiF). При этом краевые компоненты дислокаций движутся существен­ но быстрее винтовых. В зависимости от температуры скорость движения дислокаций возрастает экспоненциально:

_ Е

v = f(d)e т

где Е — энергия активации движения дислокаций [для LiF она равна 1,1 10-19 дж (0,7 эв)].

Связь между пластической деформацией и плотностью дисло­ каций (при постоянном напряжении) можно получить, если учесть, что пластическая деформация вызывается движением ди­ слокаций, испускаемых некоторыми источниками, и что она пре­ кращается, когда прекращается движение дислокаций.

В этом случае

где R — максимальное значение радиуса' дислокационных пе­ тель.

Эта зависимость подтверждается Экспериментально. Так, изу­ чение тонких пленок серебра в электронном микроскопе на про­ свет дало N = 2 • 10-11 е, откуда R = 10-4 см, что йодтверждается соответствующим измерением (Орлов).

Деформация возможна также в результате движения дисло­ каций не в плоскости скольжения, а в перпендикулярной плоско­ сти. Неконсервативное движение или переползание краевых ком­ понент дислокаций является результатом взаимодействия дисло­ кации и вакансий или атомов (захвата) и протекает более медленно, чем обычное движение дислокаций, так как связано с изменением упаковки атомов и диффузионным: перемещением

массы. Когда дислокация переползает на соседнюю плоскость скольжения, лишняя полуплоскость, оканчивающаяся на оси (линии) дислокации, удлиняется или укорачивается на одно межатомное расстояние, т. е. один ряд атомов должен быть либо удален, либо добавлен. Следовательно, для переползания дисло­ каций нужна энергия активации. Дислокация в процессе пере­ ползания рассматривается как источник или сток вакансий или межузельных атомов и энергия активации процесса переполза­ ния обычно равна энергии самодиффузии.

Здесь предполагается, что целый ряд атомов удаляется или подходит к дислокации одновременно. На практике к дислока­ ции диффундируют отдельные вакансии или небольшие скопле­ ния вакансий. Происходит переползание короткого отрезка ди­ слокационной линии, в результате чего образуются ступеньки (пороги). И положительное, и отрицательное переползание про­ исходит путем образования и движения порогов.

Скорость деформации при переползании зависит от коэффи­ циента самодиффузии D и, следовательно, от температуры

формация). Если под действием растягивающих напряжений о возникают вакансии вблизи растянутых участков образца и дви­ гаются к сжатым участкам, где поглощаются, то это равносиль­ но переносу атомов в обратном направлении. Такой процесс возможен при достаточно высоких температурах, когда вакансии относительно легко возникают и поглощаются. При наличии на­ пряжений энергия образования вакансий U уменьшается. Эффек­ тивное значение энергии станет равным U — ста3, где а3 — объем, атомы которого находятся под действием напряжений.

При постоянной температуре концентрация вакансий в растянутой стороне образца будет больше, чем в сжатой, в е кТ раз.

292

честь, очевидно, играет существенную роль при весьма высоких температурах.

Таким образом, пластическая деформация возможна только с участием дефектов. Если дислокации закреплены, а взаимодей­ ствие их с вакансиями затруднено, то будет действовать диффу­ зионный механизм деформации. Скольжение дислокаций играет основную роль при пластической деформации; разновидность скольжения с переползанием имеет большое значение при ползу­ чести (на установившейся стадии).

Предел текучести материала, как известно, существенно за­ висит от его состава и структуры. Свободному перемещению дислокаций препятствуют посторонние атомы примесей, частицы второй фазы, структурные несовершенства.

Некоторые о. ц. к. металлы (например, железо) имеют ясно выраженную площадку текучести и верхний и нижний пределы текучести (так называемый зуб текучести). В поликристаллах зуб текучести выражен резче, чем в монокристаллах; это, по-ви- димому, объясняется тем, что границы зерна задерживают рас­ пространение дислокаций. В хроме и молибдене наблюдалось два зуба текучести, причем первый связывали с распростране­ нием текучести через субграницы, а второй — через границы зерна. Протяженность площадки и величина верхнего предела зависят от температуры.

В рамках теории дислокаций объяснение зуба текучести было впервые дано Коттреллом. Как указывалось ранее, между дисло­

0 — полярные координаты примесного атома относительно дис­ локации) .

Аналогичный механизм использован для объяснения дефор­ мационного старения железа. Предполагается, что атомы угле­ рода диффундируют к дислокациям, которые возникают при пла­ стической деформации, и создают вокруг них атмосферу. Соответствующие исследования позволили сделать вывод, что энергия активации деформационного старения равна 105 кдж/ г-атом (25 ккал/г-атом), что близко к энергии активации диф­ фузии углерода в а-железе — 84 кдж/г-атом (20 ккал/г-атом).

В последнее время предложена для объяснения зуба текуче­ сти более общая (так называемая динамическая) теория. Со­ гласно этой теории, для появления зуба текучести необходимо выполнение трех условий:

1) начальная плотность дислокаций должна быть мала;

293

2) при увеличении напряжений скорость движения дислока­ ций не должна возрастать слишком быстро;

3)дислокации должны быстро размножаться.

Вбольшинстве монокристаллов скорость размножения дисло­ каций не очень велика (или велика начальная плотность дисло­ каций), и зуб текучести мал. Однако в нитевидных кристаллах (диаметром примерно 1 мкм) зуб текучести велик, поскольку такие кристаллы почти свободны от дислокаций. Зуб текучести наблюдается обычно в о. ц. к. металлах, а в г. ц. к. нет, так как

вних очень высока начальная плотность дислокаций и при по­ вышении напряжений скорость движения дислокаций быстро возрастает.

Важным практическим следствием развития пластической де­ формации является упрочнение металла (наклеп). Наклеп зави­ сит не столько от индивидуальных свойств дислокаций, сколько от коллективного поведения большого числа дислокаций, рож­ даемых в процессе пластической деформации.

Рост напряжений по мере увеличения деформации, т. е. уп­ рочнение, удовлетворительно объясняется упругим взаимодейст­ вием между дислокациями. Рост напряжений в первом прибли­ жении пропорционален корню квадратному из плотности дислокаций.

Опытные данные привели к следующей зависимости:

т—т0 = AbG j/p,

где т — приведенное напряженное течение; То — напряжение, необходимое для продвижения дислокаций

через решетку при отсутствии других дислокаций; А — константа;

b — вектор Бюргерса; G — модуль сдвига.

Анализ механизма деформационного упрочнения в различных моделях также приводит к квадратичной зависимости упрочне­

лентно: скольжение связано с неоднородным поворотом решет­ ки, изгибом, скольжением в пересекающихся плоскостях и т. д. Создается сильное упрочнение. В гексагональных кристаллах скольжение происходит в плоскости базиса; деформация кри­ сталла близка к ламинарному течению и не сопровождается сильным наклепом. Экспериментально показано, что в таких кристаллах число плоскостей скольжения не изменяется с на­ пряжением и что расстояние между полосами больше, чем рас­

294

стояние, на котором две дислокации не могут разойтись. Кри­ сталлы с г. ц. к. решеткой наиболее сильно наклепываются, чи­ сло полос скольжения в них, наоборот, бее время растет с ростом напряжения, расстояние между линиями уменьшается и стано­ вится равным расстоянию, при котором пара дислокаций не мо­ жет разойтись. В сильно упрочняемых кристаллах (г. ц. к.), в которых возможно скольжение по нескольким системам плоско­ стей, наклеп происходит в результате деформации множествен­ ным скольжением.

Указанные процессы приобретают большое значение на более поздних стадиях упрочнения, когда из-за большой плотности дислокаций пересечения их становятся достаточно частыми (на­ пример, после деформации 10%).

Следует, однако, подчеркнуть, что общей теории деформаци­ онного упрочнения, основанной на дислокационных представле­ ниях, пока, не существует.

Точечные дефекты

Точечные дефекты (вакансии) могут играть существенную роль в различных механизмах упрочнения.

После закалки чистых металлов (алюминия, меди) с предплавильных температур отмечался более значительный эффект упрочнения по сравнению с медленным охлаждением (рис. 128). Меняется как диаграмма деформации — раньше достигается и становится шире область легкого скольжения, так и ее карти­ на — резче выражены полосы скольжения, а поперечное сколь­ жение лучше развито [14]. В механизме упрочнения вакансиями большую роль играет возникновение из них сложных образова­

295

20 нм (200 А) [14]. Такие петли затрудняют перемещение дисло­ каций и увеличивают сго,2 (Наттинг).

При электронномикроскопическом исследовании на просвет были обнаружены дислокационные петли, образовавшиеся в ре­ зультате захлопывания вакансионных дисков в графите после закалки с 3000° С и отжига при 1300° С.

В случае деформации металла, содержащего закалочные петли или тетраэдры, электронномикроскопическое исследование на просвет показало исчезновение вакансионных агрегатов и об­ разование при этом сложных дислокационных переплетений. В чистых г. ц. к. металлах (например, никеле) наблюдалось об­ разование широких субграниц с высокой плотностью дислока­ ций, ограничивающих почти бездислокационные области. Воз­ никновение таких переплетений особенно характерно в метал­ лах, для которых энергия образования вакансий мала (например, деформированная а-латунь).

Характерно, что если скольжение уменьшает количество приз­ матических петель (движущаяся дислокация создает на своем пути зону, почти свободную от петель), то при деформации (даже слабой) материала, вначале свободного от дислокацион­ ных петель, они возникают внутри дислокационных переплете­ ний. В закаленных и облученных образцах концентрация точеч­ ных дефектов в процессе пластической деформации (скольже­ ния) вначале уменьшается, а в отожженных, наоборот, возрастает, поэтому после значительной деформации первона­ чальное различие исчезает и кривые напряжение — деформация отожженных, закаленных и облученных образцов становятся похожими.

Надо также учитывать возможную роль в упрочнении самих вакансий. Как подчеркивается в работе [14], облучение никеля приводит к повышению ао.г, хотя никаких петель, тетраэдров или других агрегатов не образуется; кроме того, упрочненное состояние закаленной меди сохраняется при тех температурах, когда призматические петли уничтожаются; наконец, опыты с внутренним трением указывают на закрепление дислокаций ва­ кансиями, поскольку после закалки и старения величина внут­ реннего трения уменьшается. Тем не менее эффект упрочнения при быстром охлаждении чистых металлов в общем невелик.

Существенной является возможность взаимодействия вакан­ сий с примесными атомами, что ограничивает подвижность ва­ кансий.

Примеси

На пути движущихся дислокаций могут встретиться барьеры, создающие близкодействующие (распространяющиеся на не­ сколько межатомных расстояний) и дальнодействующие (распро­ страняющиеся не менее чем на 10 межатомных расстояний) на­

296

пряжения. В первом случае энергия тепловых флуктуаций мо­ жет оказаться достаточной для преодоления барьера. Во втором случае взаимодействие движущейся дислокации с полем дальнодействующих напряжений зависит от температуры только в той мере, в какой оно определяется температурной зависимо­ стью модуля упругости.

ближнего действия. Однако легирование вызывает ряд косвен­ ных эффектов: может изменяться межатомное взаимодействие как по величине, так и по характеру, что изменяет сопротивле­ ние кристаллической решетки движению дислокаций. Легиро­ вание титана железом увеличивает, по-видимому, долю кова­ лентных связей в (3-титане, а легирование оловом — как в а-, так и |3-титане (такие эффекты наблюдаются при введении значи­ тельных количеств легирующего элемента). Введение чужерод­ ных атомов изменяет время релаксации вакансий и, следователь­ но, избыточную концентрацию вакансий. Легирование, поскольку при этом меняется энергия дефектов упаковки, может увеличи­ вать плотность дислокаций и изменять их свойства. При легиро­ вании могут возникать малоугловые границы, меняются кон­ станты упругости и диффузии и, наконец, условия фазовых пре­ вращений. Это непосредственно или косвенно может оказать влияние на прочность твердого раствора. При его образовании более вероятным становится скольжение по нескольким пло­ скостям, т. е. грубое скольжение (множественное) вместо тонко­ го (единичного), что приводит к увеличению то.г- Как правило, легирование приводит к увеличению сопротивления пластической деформации. Однако известны случаи обратного влияния, напри­ мер введение хрома в определенных условиях уменьшает предел прочности железа [270, 271], что, возможно, связано с измене­ нием энергии дефектов упаковки [15],

Введение легирующих элементов может приводить к увели­

297

шению S K (конечная точка диаграммы истинных напряжений) при этом практически остается без изменений. Примерно также влияет марганец в отожженном железе. Однако благодаря тому, что марганец сильно понижает точку Мп и позволяет получить мартенситную структуру, марганцовистый феррит по сравнению с нелегированным обладает значительно более высокой прочно­ стью, несмотря на снижение пластичности (рис. 130). В данном случае это связано с более интенсивным упрочнением железа, имеющего мартенситную структуру за счет повышения плотности дислокаций [313].

Влияние растворенных элементов зависит от структуры и со­ стояния металлического сплава. Так, введение марганца в сред­ неуглеродистую хромистую (0,4% С, —1,0% Сг) сталь приводит к увеличению вязкости ак после отпуска при низких температу­ рах (отпущенный мартенсит) и к понижению вязкости после от­ пуска при высоких температурах [272] (феррито-карбидная смесь) (рис. 131). Для упрочнения существенное значение имеет взаимодействие дислокаций с примесями.

Все точечные дефекты (вакансии, межузельные атомы, атомы примесей замещения или внедрения) образуют в окружающей решетке поля напряжений и поэтому взаимодействуют с дисло­ кациями, при этом упругая энергия всей системы понижается. Наиболее важную роль из указанных точечных дефектов играют, по-видимому, примеси. Взаимодействие дислокаций с примесями должно приводить к перераспределению последних, в результате которого свободная энергия системы уменьшается. Взаимодей­ ствие движущейся дислокации с растворенными-атомами бывает упругим, электрическим или химическим.

298