книги / Строение и свойства металлических сплавов

Грубая оценка показывает, что энергия взаимодействия ато­

больше атомного радиуса основы, будут стремиться замещать атомы основы в растянутой области, при обратном соотношении атомных радиусов они будут концентрироваться в сжатой обла­ сти. Атомы внедрения будут стремиться в растянутые участки вокруг дислокаций.

Поскольку энергия взаимодействия обратно пропорциональ­ на расстоянию, примесные атомы стремятся собираться вблизи ядра дислокаций, т. е. образовать облако Коттрелла. Очевидно, что примесные атомы замещения будут располагаться вблизи ядра дислокации (на конце экстраплоскости), а атомы внедре­ ния — в междоузлии над экстраплоскостью.

Равновесная концентрация примесных атомов в элементе объ­

По мере удаления от ядра дислокации энергия взаимодейст­ вия примесей с нею уменьшается и резко падает концентрация примесных атомов. При г = За (а — параметр кристаллической решетки) энергия упругого взаимодействия имеет величину по­ рядка энергии теплового движения {kT). Поэтому на расстоянии г > За примеси не могут собираться в устойчивое облако из-за теплового движения, рассасываются. Чем выше температура, тем меньше концентрация примесных атомов, образующих обла­ ко, а устойчивые образования, возникшие при более низких тем­ пературах, могут с повышением температуры рассасываться. При некоторой температуре Т\ облако оказывается насыщен­ ным — число примесных атомов вдоль оси дислокации прибли­ жается к предельному: С ->■ Сь которому соответствует макси­ мальное использование свободного объема. Можно показать, что для полной блокировки дислокаций необходимо очень малое со­ держание примеси в решетке основного металла. Например,

300

решетки, окружающих дислокацию. В случае неравномерного распределения ионов возникнут искажения, из-за наличия кото­ рых также неравномерным окажется распределение электронов и наступит местное нарушение нейтральности. Недостаток элек­ тронов в уплотненных участках решетки вокруг дислокации при­ ведет к появлению положительного заряда, а избыток электронов в областях растяжения создаст отрицательный заряд. Это рас­ пределение зарядов вдоль краевой дислокации можно предста­ вить как линейный диполь. Такая система взаимодействует с то­ чечными дефектами, которые могут рассматриваться как носи­ тели точечного заряда. При наличии примесного иона возникает взаимодействие между его положительным зарядом и отрица­ тельно заряженной областью дислокации. Кулоновские силы притяжения вызовут перераспределение примесей. Количествен­ ная оценка показывает, что электрическое взаимодействие в ме­ таллах слабее, чем упругое, но при гх = го электрическое взаимо­ действие может оказаться единственным, так как упругое взаи­

энергии взаимодействия дислокации с атомами примеси состав­ ляет 8 • 10-22 дж (0,005 эв).

Приблизительная оценка взаимодействия дислокаций с рас­ творенными атомами для меди с двухвалентной примесью дает величину 3,2- 10-21 дж (0,02 эв). Это меньше упругого взаимо­ действия. Однако более точная оценка — с более полным учетом изменения поверхности Ферми для матричных атомов меди и характера экранирования примесных атомов — показывает, что электрическое взаимодействие имеет тот же порядок, что и упру­ гое. Оно также может приводить к возникновению атмосфер и к упрочнению в связи с необходимостью срыва дислокаций [14].

Электрическое взаимодействие, возможно, имеет место в твер­ дом растворе алюминия в серебре, для которого обнаружено сильное упрочнение. На такое взаимодействие указывает боль­ шое различие в валентностях (1 и 3) и вместе с тем слабое из­ менение параметра. В работе [273] отмечалось, что при легиро­ вании серебра алюминием и наоборот сильно изменяется энергия активации самодиффузии и модуль упругости, что связывалось с изменением плотности электронов проводимости с учетом опять же различия валентностей.

Таким образом, этот вклад в энергию связи может быть су­ щественным только при большой разнице в валентностях (Фридель).

Х и м и ч е с к о е в з а и м о д е й с т в и е . В металлах с г. ц. к. решеткой, в которых дислокации обычно расщепляются на ча­ стичные, кроме упругого, возможно химическое взаимодействие дислокации с примесными атомами (образование атмосфер Сузуки). Атомные слои, образующие дефекты упаковки, имеют в

301

данном случае гексагональную упаковку вместо кубической. Различие типа структур в смежных областях может привести к различным термохимическим свойствам, например энергия при­ месного атома внутри дефекта может оказаться меньше, а рас­ творимость — больше по сравнению с тем случаем, когда при­ месный атом находится в объеме металла без дефекта. Поэтому возникает взаимодействие между расщепленной дислокацией и примесями, называемое «химическим» взаимодействием. Энергия связи атома примеси с растянутой дислокацией — порядка 1,6* 10~20—3,2* 10-20 дж (0,1—0,2 эв) и больше в зависимости от характера электронной структуры образующегося комплекса. Такое взаимодействие наблюдается между серебром и цинком, атомы последнего занимают предпочтительно места в дефектах упаковки. Эффект Сузуки проанализирован, в частности, для системы Ni — Со [14]. Учитывая сходство элементов, можно по­ лагать, что система близка к идеальному раствору, а степень ближнего порядка невелика. Из теории следует, что зависимость критического напряжения сдвига от молярной концентрации ли­ нейная, что и имеет место.

Т а б л и ц а 27. Энергия связи точечных дефектов с дислокациями

302

примесными атомами, имеющими непарные электроны, возника­ ет устойчивая двухвалентная электронная конфигурация. Обла­ ко из примесных атомов, связанных химическим взаимодействи­ ем с дислокациями, достигает размера ~ 10~5 см. Энергия связи примесного атома с дислокацией в случае обменного взаимодей­ ствия весьма значительна и может достигать нескольких электронвольт.

Химическое взаимодействие может быть связано с наличием в твердых растворах ближнего порядка (взаимодействие Фишера).

Величины энергии взаимодействия различного типа точечных дефектов с дислокациями представлены в табл. 27.

(г ^ Ь). Эти атомы удерживают дислокацию на месте. Напря­ жение, необходимое для отрыва дислокации, по порядку вели­

цией.

С повышением температуры наблюдается уменьшение напря­ жения отрыва. Это можно объяснить, если учесть эффект терми­ ческой активации (Коттрелл и Билби). Оценка ас сделана в предположении о том, что дислокация при отрыве от атомов при­ меси остается параллельной этому ряду примеси. Если же ди­ слокационная линия изгибается (рис. 132), то локальные терми­ ческие флуктуации могут оторвать дислокацию от атомов при­

для образования такой петли в случае дислокаций, насыщенных облаком примесей. Оказалось, что

303

где / — отрезок линии дислокации, образующий петлю;

г— радиус цилиндрической области вокруг кристалла, где достигается насыщение, т. е. концентрация, примесей

равна Ci.

При такой большой энергии активации Е0 (несколько десят­ ков электрон-вольт) скорость теплового освобождения дислока­ ций пренебрежимо мала.

Д в и ж е н и е д и с л о к а ц и й в у п о р я д о ч е н н о м т в е р ­

нительному упрочнению, т. е. для движения дислокаций нужна дополнительная энергия. В случае упорядоченных твердых рас­ творов (СизАи, Ni3Mn) появление краевой дислокации приводит к нарушению полной степени упорядочения, образуется граница антифазного домена, такая граница имеет характеристическую энергию, зависящую от степени упорядочения решетки. Сохране­ ние в этом случае дальнего порядка возможно, если в решетке будут существовать пары дислокаций. Такая дислокация восста­ навливает первоначальное расположение атомов. Поэтому пол­ ная дислокация в упорядоченной решетке состоит из двух обыч­ ных дислокаций, соединенных антифазной границей (А. Ф. Г.) — такая дислокация называется сверхструктурной (рис. 133). Для ее движения необходимо дополнительное напряжение.

Характер распределения примесных атомов в кристалле с дислокацией будет другой, чем в бездислокационном кристалле.

304

распределение примесных атомов соответствует минимуму энер­ гии. Такого рода ближний порядок оказывает определен­ ное влияние на механические свойства. Скольжение дислокаций на расстояние, равное одному вектору Бюргерса, приводит к на­ рушению локального порядка вдоль плоскости скольжения; рас­ пределение связей становится характерным для неупорядочен­ ного состояния в данной области. Исходя из среднего числа свя­ зей, пересекаемых при скольжении, можно оценить напряжение, требуемое для передвижения дислокации при наличии локаль­ ного порядка [15, 14]:

где /П.4 и шв — молекулярные доли компонентов А и В; а — параметр решетки;

у — энергия взаимодействия для каждой связи раз­ ноименных атомов;

ai — параметр локального порядка (определяемый рентгеноили нейтронографически, см. гл. IV).

Из уравнения (VIII.9) следует, что при прочих равных усло­ виях упрочнение, связанное с локальным порядком в о. ц. к. кри­ сталле, вдвое эффективнее, чем в г. ц. к., так как для данного атомного объема а? в первом случае оно оказывается в два раза меньше.

Консервативное движение дислокаций в решетке с равномер­ ным распределением примесных атомов еще не дает заметного эффекта упрочнения. В разбавленных растворах значительное упрочнение будет иметь место при наличии предпочтительных, энергетически более выгодных распределений примесных атомов.

Эффективность барьерного действия растворенных атомов, как указывалось, естественно зависит от температуры испыта­ ния. Зависимость эта носит сложный характер. При низких (комнатная и ниже) температурах даже ближнее взаимодейст­ вие преодолевается главным образом за счет внешних напряже­ ний (из-за малой скорости диффузии взаимодействие ближнего порядка, типа атмосфер Коттрелла, неэффективно). В области средних температур приобретает значение возможность диффу­ зионного перераспределения атомов. При скорости диффузии растворенных атомов, равной скорости движения дислокаций, происходит постоянное торможение дислокаций и увеличение В этом случае предел текучести будет зависеть от коэффициента

диффузии примесных атомов в решетке твердого раствора (со­ гласно Коттреллу, критическая скорость дислокации с/кр, при которой дислокация освобождается от примесей,

305

где D — коэффициент диффузии примеси, а I связан с радиусом облака) [16].

При высоких температурах ( ^ - ^ - Тпл) большая скорость

диффузии и статистически равномерное распределение раство­ ренных атомов делают малоэффективными многие барьеры, обу­

Атомы внедрения в решетке могут занимать некоторое пре­ имущественное положение в поле напряжений, создаваемом ди­ слокацией (атмосферы Снука). Несимметричные и значительные искажения кристаллической решетки при образовании растворов внедрения вызывают сильное взаимодействие атомов внедрения с дислокациями [277]. Так, для углерода в железе энергия взаи­

где е — деформация смещения.

Соотношение подтверждается, например, для раствора угле­ рода в a-железе или в ниобии.

Сильную температурную зависимость предела текучести о. ц. к. металлов связывают либо со свойствами решетки (Грид­ нев, Трефилов [6]), либо с сильным взаимодействием с дислока­ циями примесей внедрения, растворимость которых в о. ц. к. очень мала (Давиденков, Чучман [274]). Хорошо известно, что уменьшение количества примесей внедрения в твердом растворе ослабляет температурную зависимость <js и уменьшает хладно­ ломкость. Например, в поликристаллическом молибдене техни­ ческой чистоты порог хладноломкости находится вблизи ком­ натной температуры: в монокристалле молибдена, полученном зонной плавкой,— около —140° С, а после превращения моно­ кристалла в поликристалл (рекристаллизации) порог хладно­ ломкости равен —70° С. Техническое железо хрупко разрушает­ ся при температуре жидкого азота, а железо, очищенное зонной плавкой, остается пластичным и при 1,2° К; щелочные металлы, также имеющие о. ц. к. решетку, но не образующие растворы внедрения, вообще не склонны к хладноломкости [275].

Хладноломкость о. ц. к. металлов в этом случае связывается с присутствием атомов внедрения, блокирующих дислокации н

306

таллах с плотной упаковкой, например при растворении азота в кадмии и цинке или углерода в никеле. Так, *в чистом никеле (как это обычно наблюдается в г. ц. к. металлах) температурная зависимость os не велика. Но при введении небольшого количе­ ства углерода предел пропорциональности сильно возрастает с понижением температуры (рис. 134). Однако в общем случае в металлах с г. ц. к. решеткой энергия взаимодействия дислокаций с атомами внедрения значительно меньше, чем в о. ц. к. метал­ лах, насыщение дислокаций примесными атомами происходит при очень низких температурах, а напряжение отрыва дислока­ ций меньше и температурная зависимость os слабее.

Взаимодействие дислокаций с примесями внедрения и, следо­ вательно, изменение механических свойств зависят от состава твердого раствора. Так, при исследовании амплитуднозависимо­ го внутреннего трения было показано, что никель и кобальт уменьшают энергию взаимодействия примесей внедрения с ди­

Гетерогенная структура

Подвижность дислокаций в материале с гетерогенной струк­ турой сильно ограничена. Наиболее эффективные способы упроч­ нения сплавов связаны с созданием внутренней неоднородности твердого раствора или гетерофазности.

307

Весьма эффективным структурным фактором упрочнения яв­ ляется образование на начальных стадиях старения химической неоднородности. При образовании пересыщенного твердого рас­ твора эффект упрочнения до начала старения такой же, как при введении чужеродных атомов в твердый раствор. Это, например, показано при исследовании сплавов А1 — Си с переменным со­ держанием меди. Однако если старение началось, то изменение свойств происходит скачком [185]. На примере классической си­ стемы А1 — Си показано, что в случае естественного старения (комнатная температура) предел текучести будет максималь­

ным, если размер когерентных (или частично когерентных выде-

о

лений) составляет 5—100 нм (50—1000 А ). Начальные стадии старения существенно увеличивают прочность в монокристаллах А1 + 1,7% Си — на два порядка. Максимальный эффект наблю­ дается при наличии когерентных образований (зон Г — П или упорядоченных зон 0", или во всяком случае частично когерент­ ных выделений 0' при более высоких температурах старения). При этом, однако, скорость деформационного упрочнения неве­ лика и мало отличается от таковой для чистого металла. Наобо­ рот, для некогерентных выделений она значительна, хотя по абсолютной величине прочность ниже. На рис. 135 показаны кри­ вые истинных напряжений после различной продолжительности старения алюминиевого сплава при 190° С. До т = 30 ч образу­ ются когерентные 0" выделения, скорость упрочнения мала; при т ^ 100 ч — 0' и 0, скорость упрочнения велика. После дости­ жения некоторого предела скорость упрочнения больше не воз­ растает [185].

Наибольшая интенсивность упрочнения во всех случаях на­ блюдается в начале деформации. После нескольких процентов деформации она заметно падает.

Подобная картина наблюдается и при исследовании поликри­ сталлов: если в структуре сплава содержатся мелкодисперсные

Пн/пг (кГ/пм2)

Рис. 135. Кривые истинных напряжении для сплава А1 + 1,68°/о Си после закалки старения при 190° С:

/ — 2 ч\ 2 — 30 ч; 3 — 100 ч; 4 — 300 ч (кривые / и 2 приведены не полностью)

308