книги / Строение и свойства металлических сплавов

разрушения [наступающего, согласно Гриффитсу, при т > j_

>^ 2 J» так и в случае пластического приводит к понижению

напряжения разрушения.

Эффект Ребиндера [282, 346]— понижение напряжения тече­ ния, предела усталости и сопротивления ползучести при погру­ жении образца в поверхностно активное вещество (например, цинка, олова, алюминия в олеиновую кислоту) объясняется уменьшением поверхностной энергии. Эффект зависит от темпе­ ратуры и скорости деформации, что указывает на связь с терми­ чески активируемыми процессами, от концентрации активного вещества. Максимальный эффект наблюдается при некоторой

что близко к энергии активации самодиффузии олова по грани­ цам зерен или поверхности.

Поскольку эффект наблюдается на окисленной поверхности, он может быть также связан с удалением пленки активным веществом, что облегчает выход дислокаций на поверхность и работу поверхностных источников дислокаций [14].

Таким образом, наличие на поверхности тонких пленок может повышать os, а при чрезмерном скоплении их способство­

дят через окисный барьер. Для серебра положительный эффект пленок не обнаружен.

Значительно меньшее влияние оказывают металлические пленки. Если на медь нанести слой никеля (1 мкм), эффект не отмечается, но дополнительное покрытие хромом (1 мкм) дает заметное упрочнение.

Наличие покрытий изменяет диаграмму деформации — про­ тяженность отдельных ее участков, коэффициент упрочнения. В некоторых случаях отмечалось также увеличение сопротив­ ления ползучести, например, при нанесении окисных слоев на никель.

Анализ имеющихся данных приводит к выводу [14], что эф­ фект пленок связан с увеличением сопротивления выходу дислокаций и блокированием поверхностных источников (осо­ бенно в случае когерентных окисных слоев). Что касается эффекта, связанного с увеличением хрупкой прочности при поверхностном растворении (эффект Иоффе), то, как и предпо­ лагалось, он главным образом связан с получением более

319

совершенной поверхности при растворении. При испытании кристаллов германия в специальном растворе хрупкая прочность достигала теоретического значения 3000 Мн/м2 (300 кГ/мм2).

Известно также, что прочность металлического образца, в частности сопротивление знакопеременным нагрузкам, может быть существенно повышено за счет поверхностного наклепа металла (обкатки роликами, дробеструйной обработки и др.) [284]. Одна из причин этого эффекта (помимо создания остаточ­ ных сжимающих напряжений)— ослабление действия концен­ траторов напряжений 1. Изучение профиля поверхности высоко­ прочных сплавов показало, что после обкатки роликами она становится более совершенной: надрезы становятся менее острыми, число их уменьшается. При этом возрастает долговеч­ ность (число циклов до разрушения при переменных нагрузках) и усталостная прочность. Следует также иметь в виду сильное диспергирование структуры и увеличение плотности дефектов в поверхностном слое металла в результате поверхностной деформации.

Следует учитывать, что при растворении поверхностного слоя удаляются не только атомы основного металла, но и адсорбиро­ ванные. Последнее может приводить к понижению поверхност­ ной энергии. Поэтому растворяющая среда может оказывать двоякое действие: повышать прочность за счет удаления дефек­ тов и понижать прочность за счет снижения поверхностного натяжения.

Наблюдаемое в ряде работ уменьшение ползучести после нанесения на образец тонких пленок может быть также связано с изменением скорости диффузии в поверхностном слое металла,

вые границы зерен. Практика так или иначе использует возмож­ ность изменения механических свойств за счет изменения раз­

мера зерна.

Границы зерен оказывают сложное влияние на дислокации. Они создают поля напряжений и могут задерживать движение дислокаций. Вместе с тем границы могут служить источниками дислокаций, особенно на ранних стадиях течения. Границы зерен, как указывалось ранее, служат источниками и стоками вакансий. Картина осложняется с повышением температуры, когда большое значение, приобретают диффузионные процессы и сказывается разница в скорости диффузии на границе и внут­ ри зерна.

Исследование железа и малоуглеродистой стали привело к

К и ш к и н а С И , А н и с и м о в а Н. В , Рубце в Я. А , Ст р у нин Б. М Доклад на III совещании по механическим вопросам усталости, М , 1966.

320

ние трения кристаллической решетки, т. е. напряжение, необхо­ димое для движения дислокаций в кристаллической решетке, включающее все барьеры с близкодействующими полями напря­

жений [267]:---- — этот коэффициент существенно

возрастает с увеличением сегрегации атомов внедрения).

При изменении величины зерна феррита в пределах, в кото­

очевидна. В работе [321] исследована зависимость сго,2 отпущен­ ного (при температурах ~200° С) мартенсита от балла зерна аустенита (в пределах от 5 до 15) для различных конструкцион­

ных сталей. Между аь,2 и d 2 , хотя и есть линейная связь (рис. 141), однако она не имеет ясного физического смысла, по­ скольку сопротивление отпущенного мартенсита пластической деформации зависит от многих факторов (см. ниже).

Соотношение (VII 1.14) соблюдается не всегда, поскольку граница зерна не всегда служит барьером, перед которым, образуются плоские скопления дислокаций. В результате попе­ речного скольжения вместо плоских образуются сложные про­ странственные скопления, что приводит к возникновению полей напряжений в соседних зернах и приведению в действие имею­ щихся в них источников дислокаций [14] (наблюдаемое иногдаперемещение границ зерен при пластической деформации также.- объясняется движением дислокаций из одного зерна в другое)..

Соотношение &о,2 = f(d) не может быть строгим, поскольку влияние зерна должно возрастать с уменьшением его размера.. Фактор размера имеет большое значение для очень мелких, зерен (~ 1 мкм). Электронномикроскопические исследованияБаррингтона показали, что в результате сильной пластическойдеформации меди получаются ячейки размером 0,5 мкм с отно­ сительно совершенной структурой, на границе которых плотность-

дислокаций достигает ~ 1012 см~2. Между сг0>2 и d 2 (напряжен ние течения и размер ячейки) существует линейная связь. Теоре­

тическая прочность ~ — G может быть достигнута, как показы-

Балл зерна по ASTti

вает экстраполяция, при размерах ячеек ~0,1 мкм. При дефор­ мации взрывом (Томас) в никеле получены ячейки очень малых размеров (табл. 29).

Таблица 29. Твердость и размер ячеек субструктуры никеля, обрабо­ танного взрывом

__1_

Между твердостью никеля и величиной d 2 как и в случае меди, наблюдается примерно линейная зависимость. Дислока­ ционные стенки таких ячеек весьма неустойчивы и при повыше­ нии температуры плотность дислокаций быстро уменьшается.

В общем случае под d следует понимать расстояние, которое проходит дислокация, не встречая сопротивления, и, следова­ тельно, в чистом металле это может быть величиной как зерна, так и субзерна.

.322

В работе [286] установ­ лена сильная зависимость

сопротивления хрупкому разрушению от величины зерна феррита (рис. 142). Отмечена также [214] примерно линейная связь меж­ ду сопротивлением отрыву и поверхностью раздела фаз фер­ рит— карбид в стали с 0,42% С и 2,6% Si после высокого отпу­ ска. С увеличением продолжительности отпуска и уменьшением суммарной поверхности раздела прочность при хрупком разру­ шении уменьшается. Ранее (см. гл. VI) были рассмотрены воз­ можности повышения прочности при разных температурах при образовании малоугловых границ.

Дефекты упаковки

Чем меньше энергия дефекта упаковки у, тем больше шири^ на дефекта и тем труднее стянуть частичные дислокации и, сле­ довательно, вероятность обойти барьер поперечным скольжени­ ем единичной дислокации будет меньше.

Согласно [287], дефекты упаковки должны оказывать влияние главным образом на 3-й стадии деформационного уп­ рочнения г. ц. к. металлов, на стадии так называемого «динами^ ческого возврата», где развитие получают процессы преодоления дислокациями препятствий поперечным скольжением.

Для осуществления поперечного скольжения две частичные дислокации должны стянуться и снова разойтись в сопряженной плоскости [287, 352]. Чтобы стянуть растянутые дислокации- и, таким образом, обеспечить возможность поперечного скольже­ ния, необходимы силы, преодолевающие отталкивание частичных дислокаций. Поэтому металлы с низкой энергией упаковки дол­ жны отличаться по своим характеристикам деформационного упрочнения от металлов с высокой энергией дефектов упаковки [186—188,219].

В чистых металлах (медь) частичные дислокации расходятся всего на несколько межатомных расстояний и поперечное сколь­ жение легко реализуется. В сплавах, вследствие того, что леги­ рующие элементы, как правило, понижают у, расстояние между

дислокациями, поперечное скольжение которых затруднено даже при высокой температуре, с точки зрения деформационного упрочнения в общем случае должны иметь преимущество по сравнению с о. ц. к. металлами.

Согласно Фриделю, теоретическая прочность кристаллов с растянутыми дислокациями, когда частичные дислокации далеко отстоят друг от друга, ~ в 1,5 раза ниже, чем кристаллов, у которых энергия активации зарождения частичной дислокации велика. С этой точки зрения алюминий, никель или металлы с о. ц. к. решеткой имеют преимущество перед медью, серебром и золотом.

Дислокационная структура зависит от энергии дефектов упаковки, а последняя — от состава, поэтому распад твердого раствора может приводить к изменению у и соответственно к изменению распределения дислокаций. Так, в аустенитной стали после выделения карбидной фазы (карбидообразующие элемен­ ты понижают энергию дефектов упаковки аустенита) меняется дислокационная структура. При этом частицы задерживают движение дислокаций и вызывают их размножение. Дислока­

рекристаллизации растет, а интервал рекристаллизации умень­ шается. Примеси, понижающие у, повышают tn и уменьшают ширину интервала tH— tK (tK— температура конца рекристал­ лизации).

324

350

280

210

Ш

Рис. ИЗ. Изменение предела текучести при старении некоторых аустеннтных сталей:

скорости ползучести г. ц. к. металлов с высокой энергией дефек­ тов упаковки. Это различие получено в предположении, что ползучесть контролируется процессом переползания дислокаций и, следовательно, диффузией вакансий (Виртман).

Дефекты упаковки играют значительную роль в формирова­ нии тонкой структуры и механических свойств.

При исследовании аустенитной нержавеющей стали (18-10, содержащей 1% Nb или Ti) [265] наблюдалось выделение NbC или TiC на дефектах упаковки, что приводит к повышению твердости и предела текучести без существенного понижения пластичности — сужения (рис. 143). Предварительная (до отпу­ ска) деформация растяжением (3%) закаленного сплава приво­

где G — модуль сдвига;

b — вектор Бюргерса;

R — радиус дислокационного ядра; k — постоянная ~0,8.

Энергия дефектов упаковки аустенитных нержавеющих ста­ лей мала; отпуск приводит к увеличению у вследствие обеднения

325

твердого раствора карбидообразующими элементами. Заметно понижает значение у уран; соответственно у урановых сталей плотность дефектов упаковки больше, а прочность более высо­ кая (рис. 143).

Характерно [265], что на дефектах упаковки выделяются куби­ ческие карбиды NbC и TiC, которые когерентно связаны с мат­ рицей. Кубический карбид Сг2зС6, имеющий слишком большую элементарную решетку, не выделяется на дефектах упаковки. Карбиды титана и ниобия, выделяющиеся на дефектах упаковки, коагулируют значительно медленнее, чем карбидные частицы, выделяющиеся в матрице или на не расщепленных дислокациях. В первом случае даже после продолжительного отпуска при 700° С регистрируются весьма мелкие частицы карбидов: ~ 10 нм

(100 А).

Показано также, что на особенности коррозионного растрес­ кивания под напряжением (переход от интеркристаллитного разрушения к транскристаллитному, зависимость сопротивления интеркристаллитному разрушению от состава) влияет энергия дефекта упаковки [14], увеличение ее должно приводить к умень­ шению склонности к коррозионному растрескиванию. Например, повышение содержания никеля в нержавеющей хромистой (17% Сг) стали сопровождается увеличением энергии дефектов упаковки; при этом возрастает время до наступления транскристаллитного разрушения.

При введении в медные сплавы цинка, олова, кремния и других элементов, понижающих у, склонность к коррозионному растрескиванию возрастает. Наоборот, никель, повышающий у, уменьшает эту склонность.

Термическая стабильность барьеров

Важна стабильность заданной структуры, обеспечивающей высокое сопротивление металла пластической деформации и разрушению. Эта стабильность в значительной степени опреде­

326

ляется устойчивостью барьеров и величиной энергии активации преодоления их движущимися дислокациями.

Точечные дефекты весьма подвижны и представляют собой малоустойчивые барьеры. Релаксация вакансий происходит в общем при низких температурах. Однако, как было отмечено ранее, стабильность вакансий можно значительно повысить, ис­ пользуя взаимодействие их с примесными атомами и другими дефектами (см. гл. III).

Дислокации, даже при значительной их плотности, достаточ­ но подвижны, если сопротивление решетки невелико, но стабиль­ ность дислокационной структуры существенно зависит от типа присутствующих дислокаций. Образование, например, расщеп­ ленных дислокаций с широким дефектом упаковки, как указы­ валось, сильно ограничивает подвижность их. Возникновение сегрегаций на дефектах упаковки или дислокациях при сильном взаимодействии их (например, примесей внедрения) приводит к образованию стабильной структуры. Стабилизация дислокаци­

бильные дислокационные конфигурации и хорошую прочность не

[291], что после высокотемпературной термомеханической обра­ ботки (870° С, деформация 60%) время до разрушения (при 500° С и ниже) по сравнению с обычной термообработкой сильно возрастало (в 3600 раз при 350°С и в 5 раз при 450°С), а коэф­ фициент диффузии (углерода) при этом уменьшался. Можно было предположить, что это связано с образованием устойчивых дислокационных образований. Подобный эффект был также ус­ тановлен для сплава типа нимоник (ЭИ437) после механико­ термической обработки и старения для закрепления дислокаций [292; 167].

С вопросом о стабильности структурных образований непо­ средственно связан вопрос передачи дефектов, присущих одному структурному образованию или фазе, к другому, так называемый эффект наследственности [291; 294] (см. гл. V).

Эффект наследственности может быть использован практи­ чески. В работе Бернштейна [157] было показано, что упрочнение стали после термомеханической обработки можно в определен­ ной степени сохранить даже после фазовой перекристаллизации.

В работе [295] показано, что улучшение механических свойств наблюдается после ВТМО и в том случае, когда время между пластической деформацией при высокой температуре и моментом начала охлаждения достаточно велико. Это объясня­ ют тем, что развитие процесса возврата и полигонизации в ус­

327

ловиях высокотемпературной деформации аустенита приводит к образованию стабильных дислокационных структур, а сама рекристаллизация развивается значительно медленнее.

Мартенситная структура стали и прочность

Для достижения высокой прочности широкое применение получает комбинация пластической деформации и термической обработки — различные варианты термомеханической обработ­ ки — ТМО (см., например; [157, 265, 298]).

Среди различных вариантов ТМО наибольшее распростра­ нение получили:

а) деформация стали до превращения у->-а в зоне метастабильной устойчивости аустенита (ниже температуры рекристал­ лизации) —ЛТМО либо в зоне устойчивости аустенита (выше температуры рекристаллизации) — ВТМО;

б) деформация после превращения у-»-а (например, дефор­ мация мартенсита с последующим старением).

Пожалуй, в большей степени в промышленность продвину­ лась ВТМО, благодаря тому, что технологически эта обработка проще; кроме того, повышается не только прочность, но также пластичность и вязкость. С помощью ВТМО удается устранить склонность к преждевременному хрупкому разрушению средне­ углеродистой (0,4—0,5% С) стали после закалки и низкого отпуска [157].

ТМО применяется также в процессе фазовых превращений, когда наблюдается значительная релаксация напряжений.

Более или менее выяснены условия термомеханической обра­

ботки стали для получения высокой прочности: сгь = 2,9 Гн/м2 (300 кГ/мм2) , оо,2 = 2,6 Гн/м2 (260 кГ/мм2) при 6 = 5 -ч- 10%. Рассмотрены различные механизмы упрочнения, как изменяется тонкая структура матрицы и как эти изменения передаются продуктам превращения аустенита, некоторые способы техноло­ гического осуществления процесса применительно к решению конкретных задач производства.

В многочисленных работах исследуются возможные причины

упрочнения прн ТМО. Рассматриваются следующие факторы: 1 Изменение размеров зерен (эффект небольшой).

2. Изменение тонкой структуры мартенсита вследствие насле­ дования дефектов деформированного аустенита.

Наблюдается увеличение плотности дефектов в результате ТМО. Методом рентгеноструктурного анализа показано [322], что при ТМО происходит измельчение областей когерентного рассеивания и что это измельчение анизотропно. Факт измель­ чения тонкой структуры подтвержден электронномикроскопиче­ ски и электронографически [253]. Деформация приводит также к увеличению степени разориентировки областей когерентного рассеяния. Существенную роль играют особенности тонкой

328