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

нием сил трения при движении дислокаций, образованием примесных атмосфер и изменением дислокационной структуры при легировании.

Главной причиной увеличения сил трения является упругое взаимодействие скользящих дислокаций с растворенными атомами. Последние можно . разделить на две большие группы: вызывающие вокруг себя искажения кристаллической решетки с шаровой симметрией (например, атомы замещения) и вызывающие тетрагональные искажения решетки (например, атомы внедрения в металлах с о. ц. к. решеткой). Растворенные атомы, вызывающие тетрагональные искажения, приводят к возникновению больших упругих напряжений. В результате прирост сил трения и соответственно напряжений течения оказывается значительно больше, чем при введении атомов, вызывающих искажение решетки с шаровой симметрией.

Величина упругих искажений решетки определяется также разницей в атомных размерах растворителя и добавки. Чем больше эта разница, тем больше прирост сопротивления движению дислокаций в твердых растворах любого типа.

Даже при малых концентрациях второго компонента расстояния между его атомами настолько малы, что «проталкивания» дислокаций между ними нет. Увеличение сопротивления движению дислокаций в решетке твердого раствора определяется статистической суммой положительных и отрицательных напряжений вокруг растворенных атомов. Количество этих атомов, приходящихся на длину дислокации L, пропорционально L, а статистическая сумма напряжений пропорциональна L.

Известно, что сила, действующая на длину L дислокации FtbL. Следовательно, 1Ь1 = К1У, отсюда t = - K/bV-i, где А -коэффициент.

Для расчета напряжения t необходимо оценить усредненную длину движущихся дислокационных петель L. Это сложно сделать расчетным путем. По Мотту и Набарро, f=-Ge \ С. Уточненные расчеты дают выражение / = = 2,5 GQJC, где Оа -мера величины поля внутренних напряжений, определяемая разницей в размерах атомов основы и добавки - параметр размерного несоответствия [см. формулу (38)]; С -атомная концентрация растворенного элемента.

Сопоставление расчетных значений i с экспериментальными величинами критического напряжения сдвига монокристаллов показало, что предсказываемое упрочнение

примерно на порядок больше реального. Причиной такого расхождения может быть действие других механизмов растворного упрочнения, которые не учитываются теорией Мотта и Набарро.

В частности, помимо упругого взаимодействия движущихся дислокаций с растворенными атомами, увеличение сил трения при легировании может обусловливаться различием упругих характеристик основы и добавки, упорядочением, влиянием легирования на силу Пайерлса.

Увеличение сил трения при образовании твердых растворов должно вызывать прирост всех характеристик сопротивления пластической деформации, начиная от предела упругости и кончая истинным сопротивлением разрыву.

Второй основной механизм растворного упрочнения - образование примесных атмосфер на дислокациях - действует в большинстве случаев лишь на начальных стадиях пластической деформации и влияет в основном на пределы упругости и текучести. Но если при растяжении в образце идет динамическое деформационное старение, то механизм закрепления дислокаций примесными атмосферами может работать вплоть до поздних стадий деформации, обусловливая, в частности, прирост предела прочности.

Выше уже было рассмотрено влияние примесей внедрения, образующих атмосферы Коттрелла, на предел текучести о. ц. к. металлов. В твердых растворах с г, ц. к. и г. п. решетками большое значение имеет закрепление растянутых дислокаций атмосферами Сузуки, возникающими из-за разницы в растворимости легирующего элемента в дефекте упаковки и окружающей его матрице. Если коттреловс-кие атмосферы «размываются» при относительно низких температурах (часто <0,3-0,4 7), то атмосферы Сузуки сохраняются вплоть до 0,5-0,55 Гпл. Они обеспечивают прирост прочностных характеристик в более широком интервале температур испытания.

Притяжение растворенных атомов к дислокациям можно объяснить также и их электростатическим взаимодействием: ядро дислокации имеет электрический заряд п реагирует с дополнительным зарядом, который возникает у инородного атома с отличной от растворителя валентностью. Чем больше разница в валентностях, тем сильнее электростатическое взаимодействие. По расчетным оценкам оно составляет около 20 % от упругого.

Третий механизм растворного упрочнения связан с влиянием легирования на дислокационную структуру. Мы уже знаем, что легирование может существенно сказываться

на энергии дефекта упаковки в твердых растворах (обычно снижать ее). Наблюдающееся в результате этого затруднение поперечного скольжения вносит вклад в прирост прочности, особенно на поздних стадиях деформации.

Легирование, вызывая блокировку дислокаций, увеличение сил трения, изменение энергии дефекта упаковки, приводит к формированию иных дислокационных структур во время растяжения, наблюдается изменение механических свойств, связанное с влиянием субструктуры.

Итак, легирование металлов растворимыми добавками вызывает упрочнение по целому ряду причин. Механизмы упрочнения разнообразны и часто действуют совместно. В большинстве случаев мы еще не можем количественно оценивать вклад того или иного механизма в общее упрочнение. Но даже качественный анализ этих механизмов позволяет наметить принципиальные критерии выбора легирующих элементов для получения максимального растворного упрочнения. К таким критериям можно отнести:

1) величину растворимости легирующего элемента в основе (прочностные свойства растут с увеличением леги-рованности);

2) способ растворения атомов добавки (замещение или внедрение);

3) разницу в атомных размерах добавки и основы;

4) разницу в валентностях легирующего элемента и растворителя;

5)разницу в упругих константах основы и добавки (понятно, что чем больше эта разница, как н в п. 3, 4, тем значительнее прирост прочностных характеристик).

При создании высокопрочных сплавов легирующие элементы стремятся выбирать таким образом, чтобы максимально использовать все перечисленные критерии. Но осуществить это на практике трудно. Например, создание сильнолегированных твердых растворов внедрения невозможно из-за низкой растворимости элементов внедрения в металлах и высокой хрупкости растворов внедрения. Следует отметить, что вообще сильное растворное упрочнение часто сопровождается снижением характеристик пластичности, поскольку существенное ограничение подвижности дислокаций должно вызывать уменьшение производимой ими деформации. Это не значит, что любому растворному упрочнению должно соответствовать снижение пластичности. Достаточно часто, например, при увеличении концентрации цинка в а-латунях, параллельно растут прочность и пластичность твердых растворов.

Механические свойства металла или твердого раствора заданного состава могут существенно изменяться в зависимости от их структурного состояния. Выше уже отмечалось, что измельчение зерна повышает прочностные и пластические характеристики. Упрочнению способствует также увеличение плотности дислокаций, создание нолигонизо-вапных структур.

В деформированных металлах и сплавах, для которых характерно наличие текстуры, механические свойства образцов, вырезанных и растягиваемых при испытании вдоль направления деформации (прокатки, прессования), обычно выше, чем в поперечном направлении.

Влияние выделений избыточных фаз

Выделения избыточных фаз могут обеспечить прирост прочности вплоть до температуры солидуса сплава. Но не все выделения вызывают упрочнение, а если оно и наблюдается, то изменяется в широких пределах. Прирост прочности за счет введения частиц избыточных фаз зависит в первую очередь от свойств и структуры этих фаз, их связи со структурой матрицы, формы и размера частиц и расстояния между ними, характера распределения частиц в матрице. В обпхем можно сказать, что наибольшего упрочнения сплава можно ожидать в тех случаях, когда вторая фаза дисперсна, равномерно распределена в объеме сплава, а расстояние между ее частицами мало. Все или часть этих условий выполняются при дисперсионном упрочнении сплавов.

Дисперсионное упрочнение, или твердение, достигается прн старении (отпуске) в результате распада образовавшегося после закалки пересыщенного твердого раствора (метастабнльной фазы). В других случаях упрочнение в результате введения мелких частиц избыточных фаз называют дисперсным. В последние годы все более широко применяется внутреннее окисление, при котором диффундирующий в образец при окислительном отжиге кислород взаимодействует с химически активными легирующими элементами, образуя равномерно распределенные в объеме дисперсные выделения оксидов.

Чаще всего дисперсное упрочнение реализуется в порошковой металлургии, когда к металлу-основе добавляют порошок заранее приготовленной фазы-упрочнителя, не взаимодействующей с матрицей (например, ТЬОг к вольфраму). Затем эту смесь порошков подвергают обработке и получают материал, структура которого состоит из зе-

рен матрицы с равномерно распределенными в ней включениями избыточной фазы. Дисперсионно- и дисперсно-упрочненные материалы обладают, как правило, более низкой пластичностью, чем неупрочненная матрица.

О механизме упрочнения сплавов за счет частиц избыточных фаз уже говорилось выше (см. гл. III и V). Эти частицы пересекают плоскости скольжения дислокаций

дислокаций

Рис. ИЗ. Взаимодействие с частицами второй фазы:

а - перерезанное частиц; б - проталкивание между частицами с образованием петель

матрицы и препятствуют их перемещению. Если частицы дисперсны, близко расположены и когерентны матрице, то дислокации могут проходить через них, «перерезать» частицы (рис. 113, а). Если же частицы некогерентны матрице и достаточно далеки одна от другой, то дислокации «проталкиваются» между ними, оставляя петли вокруг частиц (см. рис. 113,6). Напряжение, необходимое для такого проталкивания

т = оПЫи (69)

где / - расстояние между частицами; а - коэффициент.

В первом приближении это напряжение должно соответствовать напряжению течения гетерофазного сплава (с монокристальной матрицей). Зависимость напряжения течения от объемной доли Q некогерентных частиц определяется уравнением

т - То Н- С [QV3/(0,82 - QV3)l/4a,

где То - напряжение течения материала матрицы без выделений; G- модуль сдвига избыточной фазы.

Как видно из формулы (69), прочностные свойства растут обратно пропорционально расстоянию / между час тицами до тех пор, пока / не станет величиной того же порядка, что и минимально возможный радиус изгиба дислокационной линии (50-100 межатомных расстояний). При меньших расстояниях между выделениями дислокации мо-

гут перемещаться только через них. Это становится возможным при условии хотя бы частичной когерентности структур выделения и матрицы, когда определенные плоскости и направления кристаллической решетки матрицы плавно продолжаются в решетке выделения. Такая ситуация возникает обычно на ранних стадиях старения, если внутри твердого раствора образуются зоны Гинье-Престона или промежуточные фазы.

При перерезании дислокациями выделений упрочнение достигается вследствие ряда причин. Движению дислокаций препятствует поле упругих напряжений вокруг выделения. Для перемещения дислокаций внутри частиц требуются более высокие напряжения, так как их модуль сдвига обычно выше, чем у матрицы. Если выделение имеет упорядоченную структуру, то необходимо затратить дополнительную энергию для разупорядочения в плоскости скольжения. Как видно из схемы (см. рис. ИЗ, а), после прохождения дислокации через частицу образуются новые поверхности раздела между ней и окружающей матрицей. Это также требует дополнительного напряжения. Если частицы со средним радиусом г имеют неупорядоченную структуру, то напряжение течения, необходимое для перерезания частиц, определяется выражением

т - (Кб"/л)(СтУг),

где Q - объемная доля выделений; Vs - поверхностная энергия на границе раздела матрица-выделение.

Из рассмотренного следует, что дисперсионное упрочнение может быть обусловлено как обходом, так и перерезанием частиц дислокациями. При дисперсном упрочнении вторая фаза, как правило, некогерентна матрице, а расстояние между отдельными частицами намного больше минимального радиуса изгиба дислокации. Поэтому здесь дислокации не должны проходить через частицы, и максимальная степень упрочнения меньше. Но на практике это подтверждается только при относительно низких температурах, когда в результате дисперсионного упрочнения действительно можно получить значительно больший относительный прирост прочности, чем при дисперсионном упрочнении. При высоких температурах (>Q,5 - 0,6 Гпл) продукты старения, как правило, становятся грубыми (они коагулируют в процессе работы при высокой температуре) и к тому же менее стабильными, чем частицы в дисперсноупрочненных материалах. В результате высокотемпературное упрочнение таких матери-