Калин Физическое материаловедение Том 5 2008

Это состояние связано с существенным повышением диффузионной подвижности атомов, ускорением процессов релаксации напряжений, увеличением свободной энергии сплава при образовании новых межфазных границ.

Особенности и механизмы сверхпластической деформации.

Экспериментально отмечен ряд особенностей протекания СПД, включая: сильную зависимость напряжения течения от скорости деформации; взаимосвязь сверхпластичного состояния с микроструктурой; связь СПД с диффузионными процессами в области границ зерен; отсутствие упрочнения при деформации; сохранение почти равноосной микроструктуры; сохранение исходной текстуры при изменении интенсивности ее некоторых составляющих; наличие пика накопленной энергии в зависимости от скорости деформации; интенсивное скольжение по границам зерен при одновременной аккомодации (проскальзовании), связанной с этим скольжением и др.

Существует несколько подходов, описывающих механизмы сверхпластической деформации.

Теория метастабильных фаз. Считается, что СПД связана с особым состоянием металла, при котором атомы обладают аномально высокой подвижностью. Как уже было отмечено выше, это состояние возникает тогда, когда фаза нестабильна (в момент фазовых переходов или после быстрого охлаждения). Главный аргумент того, что СПД имеет диффузионный характер, − ее взаимосвязь с фазовыми превращениями. Основное условие применимости данного механизма − наличие в сплаве достаточно большого содержания второй фазы. Ограничение – нет объяснения взаимосвязи СПД с размером зерна, т.е. игнорирование многочисленных экспериментальных данных.

Теория диффузионной ползучести Набарро−Херринга. Суть данной теории заключается в следующем. Если к образцу приложено внешнее напряжение (рис. 22.22), то на величину Ε ~ σa3 (где a3 − атомный объем) уменьшается работа, связанная с образованием вакансий, т.е. возникает повышенная концентрация вакансий. Поскольку в образце возникает градиент концентрации вакансий, то под его действием происходит их миграция в область по-

601

ниженной концентрации вакансий. Обратным потоком следуют атомы, что и приводит к деформации образца за счет диффузионного массопереноса.

Рис. 22.22. Схема к объяснению диффузионной ползучести

Скорость такой деформации можно определить из выражения:

где коэффициент α = 5–15; D – коэффициент объемной диффузии; d − размер зерна, в котором осуществляется массоперенос.

Эта модель была усовершенствована с учетом миграции пор и

где A − ширина границы; Dгр − коэффициент граничной (или трубочной) диффузии.

Основной недостаток вышеприведенного механизма − возможность получить скоростной деформационный коэффициент m = 1, что в реальных условиях СПД невозможно.

Кроме перечисленных моделей, существуют также теории динамической рекристаллизации (в которой деформация определяется дислокационным внутрикристаллитным скольжением, сопровождающимся зернограничными сдвигами) и ползучести с возвратом (переползание дислокаций в зернах контролирует сверхпластическое течение).

Теория, основанная на представлениях о межкристаллитной деформации, в настоящее время принимается многими исследователями как наиболее полно описывающая поведение металлов при

602

СПД. Скольжение по границам пока единственный механизм, который непосредственно объясняет появление очень больших деформаций, сохранение равноосной структуры, поворот зерен и изменение текстуры, наблюдаемые во время СПД.

Согласно теории зернограничного скольжения границу зерна уподобляют некоторой плоскости, которая имеет вполне определенные кристаллографические направления, отвечающие векторам Бюргерса в зернах. В этих плоскостях лежат дислокации, которые, перемещаясь, приводят к деформации металла. Если на границе присутствуют различные «нерегулярности» в виде ступенек, пор, тройных стыков и т.п., которые препятствуют скольжению, в этом случае требуются дополнительные аккомодационные механизмы переноса массы диффузией или «диффузионным скользящим» движением дислокаций. Называют обычно три дополнительных механизма, контролирующих скорость скольжения по границам: движение атомов, переползание и скольжение дислокаций вблизи границы, переползание и скольжение зернограничных дислокаций.

22.5.2.Материалы со сверхпластичными свойствами

иобласти их применения

На основании представлений об электронном строении и данных о дислокационной структуре и количестве систем скольжения разработан ряд критериев оценки способности металлов и сплавов к проявлению эффекта сверхпластичности. В этих оценках учитывается величина барьера Пайерлса, энергия дефектов упаковки, количество систем скольжения дислокаций, модули упругости и сдвига, теплота плавления и сублимации. Поскольку плоскость скольжения дислокации «зажата» между атомарными плоскостями, для обеспечения скольжения дислокации необходимо приложить

Эти критерии следующие.

1. Металлы с высоким барьером Пайерлса менее склонны к проявлению эффекта сверхпластичности. К ним относятся переходные металлы с ОЦК решеткой Fe, Cr, Mo, W и др.

603

2. Наиболее подходящими для создания сверхпластичных материалов являются металлы с низкой энергией Пайерлса и высокой энергией упаковки. Это Ni, Al, а также некоторые сплавы на основе железа.

Использование эффекта СПД позволяет применять менее мощное (дорогостоящее) оборудование при обработке металлов давлением. Кроме того, становится возможным получать методом штампования детали с точными размерами и тонким поверхностным рельефом. В 80-х годах прошлого столетия широкое применение имел эвтектоидный сплав Prestal (Zn–22%Al). Методом прессования при T = 270 °C из него изготавливали панели кузовов автомобилей и детали холодильников.

На основе этого сплава была разработана серия сплавов (ZAM): Al–82%Zn, Al–2%Cu, Al–0,2%Mg. Детали из этих сплавов также изготавливались прессованием при температуре 250 °C c малыми скоростями деформации. Основной недостаток этих сплавов – низкий предел текучести (σт ~ 390 МПа) и повышенная ползучесть. Поэтому необходимо было проводить последующую термическую обработку для увеличения прочности сплавов (σт ~ 780 МПа).

Авиационная техника (а именно − самолетостроение) является областью, где эффект СПД получил широкое применение. Для изготовления деталей крыльев и фюзеляжа сложного профиля используются сплавы на основе титана с температурным интервалом проявления эффекта СПД 900–1000°С. Так, сплав Ti–6%Al–4%V используется для прессования деталей при температуре 925 °С.

Высокопрочные сплавы на основе Fe, Ni, Co и Cr, получаемые методом порошковой металлургии (см. п.17.6), обладают температурой сверхпластичности в интервале 925–1095 °С. Высокие механические характеристики этих сплавов достигаются последующей термической обработкой. Например, у сплава IN-100 (Ni–15%Co– 9,5%Cr–5%Ti–5,5%Al–3%Mo–1%V–0,015%B) после термообработ-

ки с целью укрупнения зерна предел прочности увеличивается в 1,3 раза, а относительное удлинение в 2,2 раза превосходит характеристики литых суперсплавов.

Большое распространение получили трип-стали (transformation induced plasticity). Это аустенитные стали с примерным составом

604

Fe–0,3%C–9%Cr–8%Ni–2%Mn–2%Mo–2%Si (30Х9Н8Г2М2С2).

Трип-стали проявляют эффект СПД в интервале температур мартенситного превращения и имеют следующую технологию приготовления: закалка в воде от 1120 °C, нагрев до 200–600 °С и деформирование в течение 1,5 мин при обжиме 75 %. При деформации при данной температуре происходит выделение карбидов, повышающих температуру мартенситного превращения. Высокие пластические свойства проявляются при последующей холодной деформации, поскольку в структуре присутствует до 70 % мелкодисперсного мартенсита.

Важное практическое значение имеют также стали и сплавы, обладающие двухфазной аустенито-ферритной структурой с мелким равноосным зерном (структура «микродуплекс»). В сталях на основе Fe–Cr–Ni такая структура образуется, если при выделении второй фазы одновременно происходит рекристаллизация или она предшествует этому процессу. Режим обработки сталей включает в себя горячую и холодную деформацию и, например, для стали мар-

ки IN-744 (Fe–2%Cr–6%Ni–0,24%Ti–0,07%Al − Х2Н6ТЮ) экстру-

дирование производят при температуре 925−1200 °C после предварительной ковки и прокатки при 1200−1260 °С.

В заключение еще раз подчеркнем то, что основные достоинства использования эффекта сверхпластичности связаны с возможностью изготавливать уникальные детали из дорогостоящих материалов с применением глубокой вытяжки. Использование данной технологии позволяет повысить такие характеристики изделий, как свариваемость, коррозионная стойкость и износостойкость. В качестве недостатка данной методики отметим необходимость проведения дополнительной термообработки изделия для улучшения механических характеристик.

22.6. Материалы с «интеллектом»

Материалы с «интеллектом» (smart materials) − это класс функциональных материалов, реагирующих на внешнее воздействие изменением формы, размеров и свойств вследствие наличия фазовых превращений (в интервале температур). К этому классу мате-

605

риалов относят материалы с эффектом памяти формы и упругим последействием (типа Ni−Ti, Cu−Mn и др.) и различные сенсоры (например, керамики: Pb(ZrTi)O3, Pb(MgNb)O3), т.е. датчики, высокочувствительные к внешним электромагнитным полям, давлению и тепловым потокам.

Материалы с эффектом памяти формы и упругим последействием предназначены или для превращения тепловой энергии в механическую, или для использования внешнего магнитного поля для стимулирования мартенситного превращения.

22.6.1. Особенности мартенситных превращений

Напомним1, что мартенситное превращение происходит по сдвиговому механизму в определенном температурном интервале

(рис. 22.23).

Рис. 22.23. Схематическое изображение температурной зависимости выделения мартенситной фазы; Мн − температура начала мартенситного превращения, Мк − температура окончания мартенситного превращения

При охлаждении материала из аустенитного состояния мартенсит начинает образовываться при температуре начала мартенситного превращения Мн, а при дальнейшем охлаждении количество мартенситной фазы увеличивается. Выделение мартенсита закан-

1 Физическое материаловедение. − М.: МИФИ, 2007. Т. 1. П. 1.8; Т. 2. П. 4.8.6.

606

чивается при температуре окончания мартенситного превращения Мк. Температурный интервал Мн − Мк для каждого сплава различен (от нескольких градусов до нескольких десятков градусов). Температуры Мн и Мк называют характеристическими температурами прямого мартенситного превращения, соответственно, температуры обратного мартенситного превращения обозначают Ан и Ак.

Мартенситное превращение в сталях имеет свои характерные особенности.

1.Мартенсит − пересыщенный твердый раствор углерода (и других элементов) в α-Fe.

2.Мартенситное превращение (A → M) осуществляется по сдвиговому механизму, в процессе которого атомы смещаются относительно друг друга на расстояние, не превышающее межатомное.

3.Кристаллическая решетка мартенсита в сталях тетрагональная (ОЦТ), и с увеличением концентрации углерода тетрагональное искажение решетки увеличивается. В системе Fe-C отношение осей

с/а = 1 + 0,046NC, где NC − концентрация углерода (по массе).

4.Между кристаллическими решетками аустенита и мартенсита существует определенное кристаллографическое соответствие1. Например, в сталях и сплавах на основе железа ориентационное соотношение параллельных плоскостей (111)А и (101)М.

5.Кристаллы мартенсита имеют форму пластин или линз, что соответствует минимальному значению упругой энергии.

6.Время образования одного кристалла мартенсита менее 10–7 с,

аскорость его роста более 103 м/с, т. е. близка к скорости звука в твердом теле и не зависит от температуры превращения.

7.Превращение A → M не идет до конца: в стали всегда сущест-

вует так называемый остаточный аустенит (А1 на рис. 22.23), количество которого увеличивается при понижении точки Мн, например за счет легирования углеродом.

Мартенситные превращения происходят и в других сплавах, например циркония и титана.

Существует два основных структурных типа мартенсита: пластинчатый (двойниковый) и реечный (дислокационный). Их обра-

1 Физическое материаловедение. − М.: МИФИ, 2007. Т. 1.

607

зование определяется температурой формирования, зависит от химического состава сплава и других факторов. Если температурный интервал выделения мартенсита широк, то в структуре могут присутствовать различные типы кристаллов мартенсита, образовавшиеся при различной температуре.

Если в процессе образования мартенсита к материалу прикладываются внешние напряжения (упругие или деформационные), то количество образующегося мартенсита увеличивается, и повышается температура начала его образования. Возможно также появление аустенита при некоторой температуре под воздействием механических напряжений.

Значения характеристических температур мартенситных превращений зависят от величины прикладываемых напряжений и химического состава сплава. Так, при отклонении от стехиометрического состава всего на 1% в сплавах системы Ti–Ni характеристическая температура изменяет не только величину, но и знак.

На значение характеристических температур в сплавах системы Ti–Ni существенное влияние оказывают дополнительные легирующие элементы − Fe, Co, Mn, которые понижают характеристические температуры. Таким образом, варьируя химический состав, можно изменить не только температуру фазовых переходов, но и влиять на ширину гистерезиса фазовой диаграммы.

В настоящее время используется довольно широкий интервал фазовых превращений − от 4,2 до

1300 K.

Приложенное напряжение и деформация, создаваемая им, также оказывают влияние на значение характеристических температур, причем для разных систем сплавов степень этого влияния различна. Обычная диаграмма растяжения пластичных материалов, обладающих площадкой текучести σт, представлена на рис. 22.24.

608

На диаграмме можно выделить характерные участки: ОА − упругий участок, на котором полная разгрузка снимает всю накопленную деформацию; AB − область текучести, на которой реализуются различные виды пластической деформации в зависимости от условий испытаний (дислокационное скольжение, двойникование и т.д.); ВС − упруго-вязкий участок, область деформационного упрочнения; CD − область локализации деформа-ции и последующего разрушения.

Разгрузка (снятие напряжения) на упруго-вязком участке, например в точке K, происходит по линии KO1, параллельной ОА, и приводит к образованию остаточной деформации материала εпл.

Если материал испытывает фазовые превращения, то вид диаграммы будет существенным образом зависеть от условий испытаний, в частности от температуры. На диаграмме выделяют характерное значение напряжения σф, соответствующее фазовому пределу текучести, при котором вязко-текучее состояние материала обусловлено мартенситными превращениями (рис. 22.25).

Рис. 22.25. Типичные диаграммы растяжения материалов в температурном интервале фазовых превращений

Сначала на диаграмме (см. рис. 22.25, а) наблюдается упругий участок ОА1, затем A1B1B − площадка фазовой текучести (здесь материал деформируется с небольшим упрочнением). На участке B1B А материал вновь деформируется по упругому закону до значения напряжения, соответствующего пределу текучести σт, и в дальнейшем происходит дислокационное течение и имеет место упругопластическое поведение металла.

609

Если произвести разгрузку с некоторой точки K1, расположенной на фазовой площадке текучести, то возможны два варианта.

1.Разгрузка происходит по линии K1O1 по упругому закону, и реализуется при температурах, когда устойчива мартенситная фаза.

При этом наблюдается остаточная деформация ОО1, связанная с фазовыми превращениями, произошедшими в материале.

2.Разгрузка сначала происходит упруго до некоторой точки О2, затем по некоторой линии О2O вплоть до полного исчезновения деформации. Такое поведение материала называется сверхупругим

исвойственно случаю, когда устойчива аустенитная фаза. Рассмотрим еще одну разновидность материалов с характерной

диаграммой деформирования (см. рис. 22.25, б). Отличительной особенностью этой диаграммы по сравнению с предыдущей (см. рис. 22.25, а) является наличие двух площадок фазовой текучести А1В1 и А2В2. Напряжения, соответствущие точкам А1 и А2, назы-

ваются первым σф1 и вторым σф2 фазовыми пределами текучести.

На участках диаграммы В1А2 и В2А материал деформируется упруго, а с точки А − пластически. Разгрузка, осуществленная при напряжениях σ > σт (например, из точки К), приводит к появлению остаточной деформации ОО1, связанной в основном с дислокационной пластичностью.

Если произвести разгрузку с площадки фазовой текучести А2В2, например из точки K2, то сначала до некоторой точки О2 происходит упругая разгрузка, затем по линии О2О происходит полный возврат деформации. В данном случае следует отметить, что несмотря на то, что деформация при разгрузке полностью исчезает, траектория разгрузки, как правило, отличается от траектории нагружения. Многоступенчатость диаграмм деформирования связывается с характером протекания цепочки фазовых мартенситных реакций, порядок которых при нагрузке и разгрузке может и не совпадать.

Сравнение диаграмм деформирования материалов, претерпевающих фазовые превращения (см. рис. 22.25), с обычной диаграммой пластичных материалов (см. рис. 22.24) показывает их существенное различие как при нагружении, так и при разгрузке. Из диаграмм видно, что при нагружении материалы, претерпеваю-

610