Главная  Переработка нефти и газа 

Скачать эту книгу

0 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13 14 [ 15 ] 16 17 18 19 20 21 22 23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33 34 35 36 37 38 39 40 41 42 43 44 45 46 47 48 49 50 51 52 53 54 55 56 57

ции дислокация все-таки может преодолеть барьер. Для этого должна быть затрачена энергия активации Я, которая определяется заштрихованной на рис. 48 площадью под кривой Р(х), равной разности мелду площадью Я) под этой кривой между Xi и Хо и незаштрихованной областью в этом же диапазоне х. Следовательно, Н = Н\ - Vt а, где V- активационный объем.

Скорость деформации определяется плотностью дисло-

кацип и скоростью их скольжения Vg и равна g = bpVg.

Прн термически актив[1руемой пластической деформации эта скорость должна быть связана с энергией активации Н в соответствии с уравнением Аррениуса

g = go ехр (- H/kT),

(36)

где й - константа Больцмана; go = i>AbvQ/(1); Л - площадь активации, которая охватывает линией дислокации при обходе барьера путем термической активации; vo - дебаевская частота; / - длина дислокационного отрезка, преодолевающего энергетический барьер и перетягивающего затем всю дислокацию в новое положение.

Величина ga соответствует скорости деформации при напряжении, достаточном для преодоления препятствий

без термической активации {go=gy если Н = 0).

Уравнение (36) является базовым в теории термически активируемой пластической деформации. Основными ее параметрами является энергия активации Н и влияющий на нее активационный объем V. Они могут быть определены экспериментально с использованием уравнений Н =

.kTinCgo/g) и V = kT[n{gi/g2)/(tKpi~ti,p2), где tpi и /«рг- критические скалывающие напряжения при скоростях деформации gl и g2.

Величины Н а V зависят от длины V дислокации, вовлеченной в термическую активацию, и «ширины» барьера Х2-Xi (см. рис. 48). Константами, процесса деформации служат Но и Vo - значения Н я V при По значени-

ям Hq и Ко судят о механизмах термически активируемой деформации, так как преодоление дислокациями различных препятствий требует разной энергии активации и ак-тивационного объема.

В чистых металлах термически активируемая деформация определяется преодолением скользящими дислокациями барьеров Пайерлса - Набарро, пересечением их с дислокациями леса, движением винтовых дислокаций с си-

дячими порогами, поперечным скольжением винтовых дислокаций, переползанием краевых и смешанных дислокаций и др. Каждый из этих процессов характеризуется своей энергией активации и автивационным объемом. Например, когда происходит пересечение скользящих дислокаций с неподвижными, то энергия активации процесса равна энергии образования порога, а при переползании она соответствует энергии активации самодиффузии. В том случае, когда деформация определяется поперечным скольжением единичных винтовых дислокаций, величина энергии активации зависит от увеличения длины дислокационной линии по сравнению со скольжением в одной плоскости. Если скользят расщепленные дислокации, то к ЭТОЙ энергии добавляется еще энергия, необходимая для образования перетяжки.

Факт повышения уровня напряжений течения при увеличении скорости деформации позволил ввести представление о скоростном упрочнении. Напряжение течения 5 при постоянной температуре определяется степенью е и

скоростью е деформации, а малые изменения S линейно

зависят от соответствующих изменений е к е:

dSSde-hS-de,

(37)

где Se = dS/de, S- =dS/de.

Обобщенное уравнение упрочнения (37) применительно к одноосному растяжению записывается как dS - =ySde + mSde/e, где безразмерный коэффициент деформационного упрочнения 7 = 5е/5= (dS/de) (\/S) =d\nS/de; безразмерный показатель чувствительности напряжения

течения к скорости деформации m~(S S)(L ) =

(dS/де) (e/S), где / - длина образца; L~ скорость перемещения подвижного захвата при растяжении.

Показатель скоростной чувствительности m при пластической деформации металлов чаще всего не превышает 0,1, но в некоторых случаях он может достигать значений 0,2-0,7. Тогда мы имеем дело со сверхпластической деформацией, которая характеризуется большим, практически равномерным удлинением ) часто на сотни - тысячи процентов), очень низким сопротивлением деформации (1 -10 МПа) при почти полном отсутствии деформационного упрочнения. Сверхпластичность проявляется при температурах выше 0,5 7пл и сравнительно малых скоростях деформации (10~-10~ с") у различных материалов, в

том числе чистых поликристаллических металлов с ульт-рамелким зерном (0,5-10 мкм). Основным механизмом сверхпластической деформации таких материалов являются межзеренные перемещения, В ряде случаев, особенно при циклическом изменении температуры, сверхпластичность может быть обусловлена протекающим в материале фазовым превращением, например полиморфным.

4. Влияние примесей и легирования

иа пластическую деформацию и упрочнение

До сих пор, рассматривая пластическую деформацию, мы абстрагировались ие-только от легирующих элементов, но и от примесей, всегда присутствующих даже в технически чистых металлах. Однако картина пластической деформации и закономерности деформационного упрочнения реальных металлических материалов пинци-пиально не отличается от рассмотренной. В то же время примеси и легирующие добавки в твердых растворах и в виде избыточных фаз могут заметно влиять на детали этой картины.

Инородные атомы, находящиеся в узлах или междоузлиях кристаллической решетки базового металла, могут вызывать изменение картины пластической деформации в основном за счет четырех эффектов: 1) образования примесных атмосфер на дислокациях; 2) изменения энергии дефектов упаковки; 3) увеличения сил трения при движении дислокаций; 4) упорядочения.

Образование на дислокациях примесных атмосфер (Коттрелла, Сузуки, Снука) затрудняет их перемещение, особенно при низких температурах, повышает напряжение, необход11мое для начала работы дислокационных источников. На картине пластической деформации это может проявляться по-разному. Блокировка дислокационных источников затрудняет переход к новым системам скольжения, поэтому примеси могут вызывать, в частности, удлинение стадии легкого скольжения. В то же время такая блокировка приводит к началу пластической деформации при более высоких напряжениях, после разблокировки дислокаций, а в этих условиях облегчается множественное и поперечное скольжение, что особенно валено для поликристаллов. Следует отметить, что эффективная блокировка достаточно большого количества дислокаций за счет образования примесных атмосфер Коттрелла возможна даже при очень низких концентрациях инородных атомов

Г10-2-10~ %). Атмосферы Сузуки насыщаются при кон-дентрации инородных атомов, равной нескольким атомным процентам. Поэтому влияние блокировки дислокаций проявляется и в сплавах, и в нелегированных металлах технической чистоты.

Энергия дефекта упаковки при легировании чаще всего снижается. Такое снижение может быть очень существенным: на порядок и больше (д12 (рис. 49). На примере благо- z5 родных металлов первой группы с г. ц. к. решеткой показано, что величина этой энергии " уменьшается тем сильнее, чем больше разница в валентностях 15 матрицы н растворенного элемента. При значительных кон- ю центрациях последнего энергия дефекта упаковки может стать на порядок меньше, чем у металла-основы, в результате че- го поперечное скольжение дислокаций сильно затруднится. Естественно, что это вызовет заметные изменения картины пластической деформации скольлением на И! стадии и увеличение коэффициента упрочнения (см. предыдущий раздел).

Снижение энергии дефекта упаковки облегчает двойникование. Это имеет важное практическое значение: легирование, способствующее облегчению двойникования, используется как метод повышения пластичности хрупких металлов, в которых деформация скольжением почти не идет. Типичный пример легирования для облегчения двойникования- введение в хладноломкие о. ц. к. металлы (W, Мо, Сг) рения. Даже в твердых растворах с г, ц. к. решеткой двойникование настолько облегчается, что мы часто встречаемся с ним при относительно высоких температурах (например, в медных сплавах до 500 К).

Инородные атомы в решетке твердого раствора являются центрами искажения, вокруг которых возникают поля упругих напряжений. Движение дислокации в такой искалениой решетке затруднено по сравнению с чистым металлом: растут силы трения, препятствующие перемещению дислокаций. Степень прироста сил трения тем больше, чем сильнее разница в размерах атомов основы н

al,7o{amj

Рис. 49. Зависимость энергии дс-фектоз упаковки Си (у, мДж/м) от содержания AI (Торнтон)

добавки и их электроииой структуре. В качестве количеств венного параметра размерного несоответствия используют величину

Q, = (l/a){da/dC), (38)

где а - период решетки; С - концентрация растворенных атомов.

Увеличение сил трения в твердых растворах часто связывают также с разницей в модулях упругости основы (G) и добавки (Gl). При этом предполагается, что растворенный атом объемом 6 имеет собственный модуль упругости Gi, как у кристалла из множества таких атомов. Параметр несоответствия модулей сдвига рассчитывают какВо==(1/0) (dG/dC),

Сила трения дополнительно возрастает в результате упорядочения атомов внутри твердого раствора. В неупорядоченном растворе и при наличии ближнего порядка за счет увеличения сил трения затрудняется переход дислокаций в новые системы скольжения. Это приводит к тем же последствиям, что и затруднение поперечного скольжения за счет уменьшения энергии дефекта упаковки. При скольжении дислокаций в решетке твердого раствора с ближним порядком в расположении атомов этот порядок нарушается, и энергия сплава увеличивается. Создается дополнительное сопротивление перемещению дислокаций, пропорциональное энергии границы разупорядоченной области.

При образовании дальнего порядка пластическая деформация скольжением осуществляется за счет перемещения парных дислокаций, связанных антифазной границей. Это аналогично скольжению растянутых дислокаций, причем расстояние между полуднслокациями в упорядоченном твердом растворе влияет иа их поведение качественно так же, как ширина дефекта упаковки. В результате картина пластической деформации прн множественном скольжении в сплаве с дальним упорядочением близка к той, которая наблюдается в металлах и твердых растворах с очень низкой энергией дефекта упаковки. Однако дальнему порядку соответствует короткая, а не удлиненная стадия легкого скольжения. Влияние дальнего порядка на пластическую деформацию наиболее заметно в растворах с г. ц. к. решеткой н значительно слабее в о. ц. к. и г. п. растворах.

Все описанные эффекты влияния инородных атомов в твердом растворе на особенности пластической деформа-

ции (кроме упорядочения) проявляются тем легче, чем ниже температура деформации. С повышением температуры влияние растворимых примесей и легирующих элементов ослабляется из-за размытия примесных атмосфер и активного развития термически активируемых процессов.

Примеси в технических металлах и малые количества легирующих элементов, входящих в твердый раствор, влияют на вид кривых деформационного упрочнения в основном через образование примесных атмосфер на дислока-диях. Это проявляется, как правило, на начальных этапах пластической деформации и подробно рассматривается при анализе предела текучести в гл. VI.

Отличия деформационного уп-рочйения концеитрироваииых твердых растворов от чистых металлов при низких температурах наиболее полно можно выявить, сопоставив соответствующие кривые монокристаллов, благоприятно ориентированных для одиночного скольжения. На рис. 50 такое сопоставление сделано на примере никеля н его сплавов - твердых растворов с кобальтом. В целом характер кривых не меняется, что свидетельствует об

идентичности процессов, определяющих упрочнение чистых металлов и твердых растворов. В то же время видно, что растворение легирующего элемента вызывает прогрессирующие: 1) повышение критического напряжения сдвига; 2) удлинение стадии легкого скольжения; 3) повышение напряжений перехода ко И и особенно III стадиям; 4) увеличение коэффициента деформационного упрочнения на III стадии.

Рост критического напряжения сдвига нр обусловлен увеличением сил трения при движении дислокаций в решетке с наличием инородных атомов. С повыщением кон-деитрации твердых растворов замещения /„р возрастает сначала линейно, но прн больших концентрациях происходит отклонение от линейной зависимости. В системах с непрерывными рядами твердых растворов кр меняется в зависимости от состава по кривой с максимумом.

Степень прироста с концентрацией (dtitp/dC) определяется в отсутствие зуба текучести (см. гл. VI) главным

0,9 1,2д

Рнс. 50. Кривые деформа цион-ного упрочнения никеля и твер. дых растворов кобальта в никеле при 295 К <Майснер)