§6.4. Неперерезаемые частицы

Сопряженные частицы образуются на ранних стадиях распада неко­торых твердых растворов. Чаще же решетка частиц сильно отлична от матрицы и произвольно ориентирована. Такие частицы не перерезае­мы. Скольжение идет обычно только в матрице.

В "дисперсно-упрочненных сплавах", где много частиц в одном зер­не, их объемная доля обычно 1...10 %, а размер: в порошковых компо­зициях - более 1 мкм, в гранулах скоростной кристаллизации - 0,1... 1 мкм, при получении внутренним окислением или механическим легированием - менее 0,1 мкм, при кристаллизации аморфных сплавов -

• менее 0,01 мкм. Сравнимые с зерном частицы крупнее 1 мкм обычно соседствуют с несколькими зернами матрицы, дислокация не может их обходить, и система ведет себя как “зерна двух фаз” (§6.5).

Накопление петель Орована. Всякая дислокация должна обойти не- перерезаемую частицу, оставив около нее петлю Орована: это сильное (f> 1) препятствие, накапливающее дислокации. Размер и количество частиц влияют на способ накопления и уничтожения петель Орована, размер зоны накопления (и градиент деформации возле частицы) и разворот решетки в этой зоне. Прочность самих частиц безразлична; она может сказаться лишь при больших деформациях, когда скол (или отслой) частицы прекратит накопление на ней петель дислокаций (и вскоре приведет к макроразрушению). Так, в латуни даже мелкие (100 нм) частицы Si0₂ отслаиваются уже после деформации у = 15 % [1405].

При силе препятствия /->1 и межчастичном расстоянии в плоскости А = dl сопротивление (6.3.3) движению первой дислокации x/G = b/A~(bJ^)/d. Точнее

x/G = (бVv)/{<*/>[(ч/тс)/4- V?]}, (6.4.1)

если учесть, что проход меж частицами меньше, чем расстояние Л меж­ду их центрами, на их средний диаметр <d>.

Если частицы неперерезаемые, то прирост предела текучести от них • при неизменной объемной доле падает с их размером как 1 Id, а для перерезаемых - либо растет как Jd (6.3.4), либо не меняется (6.3.5)). Поэтому при укрупнении частиц предел текучести наибольший в тот момент, когда они станут неперерезаемы (из-за ухудшения сопряжения или просто большого размера). Здесь может быть выше и вся диаграм­ма деформации: в сплавах Al-Al₃Li, Ni-Ni₃Al максимум твердости, когда крупнейшие из частиц становятся неперерезаемьши (появляются петли Орована) [1406].

Предел упругости очень крупные частицы (d> 1 мкм) могут даже по­нижать (испуская дислокации с поверхности). Но близ предела текуче­сти (и далее) дислокации рождаются от обычных источников в матри­це. Каждая дислокация на каждой частице неизбежно оставляет петлю Орована диаметром несколько более d. От п дислокаций от одного источника - п концентрических петель на каждой частице в одной плоскости. Они все сильнее отталкивают последующие дислокации и сужают проход между частицами. Упрочнение зависит от их дальней­шей истории - перестроек и аннигиляции петель. Два крайних случая: отсутствие пластической аккомодации и полная аккомодация частиц (за счет перераспределения дислокаций в матрице).

Аккомодация и упрочнение. Если в матрице был однородный пласти­ческий сдвиг у, то в недеформируемых частицах возникли напряжения уG (коэффициент упругой аккомодации здесь опущен: для сферических частиц [126] это (7 - 5v)/15(l - v) = ⁸/i₅ при коэффициенте Пуассона v = V₃). Они уравновешены напряжениями т в матрице. Среднее их зна­чение в любой плоскости дает условие равновесия vyG = (1 - v)x или при объемной доле v<< 1

ii/G»vy. (6.4.2)

Здесь напряжение в пластически деформированной матрице в v раз 392

меньше, чем в частице. Напряжения близ этого верхнего предела воз­можны лишь после малых деформаций у«1: частица разрушилась бы, достигнув "теоретической прочности" G/2n уже при у = 1/2я«16 %.

В действительности пластическая деформация матрицы неоднород­на: убывает до нуля на границе фаз. Серии петель Орована как раз и очерчивают этот "заторможенный слой". Петли - геометрически необ­ходимые дислокации (§3.2), и после любой их перестройки останется их вклад в среднюю плотность дислокаций.

На одну частицу объемом d^z приходится объем матрицы V = d³/v,

2 2 '

который в плоскости скольжения занимает площадь Л = d / v в слое толщиной h-d. Пройдя такой объем, п дислокаций совершают пла­стический сдвиг у = пЫН и оставляют п петель длиной L»4d каждая. Плотность их дислокаций (геометрически необходимая) составит p_r = nL/V= 4vy!bd при любом способе полной пластической аккомода­ции (так, стопка из п призматических петель диаметром d, созданных поперечным скольжением, переползанием или выдавливанием из по­верхности раздела фаз, снимет все напряжения, произведя сдвиг у = nb/d, а тогда их плотность опять р_г = 4 vylbd).

Упрочнение наименьшее, если эти дислокации перераспределить по объему равномерно. Тогда оно составит

т ₂Ю = а bfa* J(vrbld) (6.4.3)

(при a«V₂ - §1.5). Эта оценка снизу меньше, чем (2) сверху, в

раз. Они близки лишь при малых деформациях и малых частицах (например, vyd/b^l при ^=0,1; у = 0,01 и dlb = 10³). Реальная диа­грамма т(у) "сшита" из линейной (2) для малых у (пока нет пластиче­ской аккомодации) и параболической (3) для больших [1407]. Как a_s~l/yfd - менялся с размером частиц цементита d - 0,2...1,5 мкм предел

текучести зернистого перлита [1408] в стали с 1,8 % С.

О соотношении "релаксированной" плотности дислокации, дающей упрочнение т₂ и "нерелаксированной" (с ij) судят по "заторможенному слою" вокруг частиц [1409]. Сдвиг у в одной системе скольжения матрицы поворачивает решетку (§1.3) на угол_чю = у. Если слой около каждой частицы не деформирован, его решетка развернута относительно остальной матрицы на тот же угол и имеет кривизну к = р_гЬ. Это размывает рефлекс отдельного зерна на рентгенограмме - появляется астеризм [1390]. Он много сильнее, чем в однофазном поликристалле (§2.2)- разворот накоплен не на диаметре зерна, а на длине А (и зерна были "приспособляемы", а частицы "каменные").

Заторможенный слой порядка диаметра частиц. Чем они крупнее, тем слой толще, заметнее и долговечнее после холодной прокатки алюминия (у = 0,5) разворот близ частицы кремния размером 4 мкм достигал о>«30° [1405]. Важна и форма частиц: пла­стинки G'-CuAb в алюминии [1390] накапливают поворот решетки о = у (измеренный по астеризму) вплоть до у = 0,15, т.е. "снять петлю" с пластинки труднее, чем с шара того же объема.

Плоскую серию петель Орована - "сатурново кольцо" вокруг частицы - наблюдают редко- когда матрица имеет очень низкую энергию дефекта упаковки или упорядо-

Рис. 126. Петля Орована около сферической частицы (а) и ее преобразова­ние поперечным скольжением (б,в) и переползанием (г,д)

чена (и тогда в Cu₃Au петли вокруг частиц Si0₂ размером 50 нм - сверхдислокации [1410]). Обычно же под давлением серии внутреннее кольцо поперечным скольжением обходит частицу "сверху” (рис. 126,6), оставляя две (призматические) петли "по бокам" - вне первичной плос­кости скольжения (рис. 126,в). Обход переползанием также оставляет две петли "сбоку" (только другой ориентировки - рис. 126, д).

Пока в матрице действует одна система скольжения, у всех призма­тических петель одинаковый вектор Бюргерса Ь. Когда же вступит вто­рая система (либо будут выдавлены петли из границы фаз), меж дисло­кациями с разными b начнутся реакции, и скоро на частице наматыва­ются "клубки" дислокаций, клубки соединяются нитями, формируя сплошные субграницы, "натянутые" на частицы как сетка на гвозди. Стадия эволюции при равной деформации зависит от размера частиц. Например, в алюминии до деформации 5... 10 % у мелких частиц крем­ния (dlb< 100) накапливаются петли Орована, а у крупных (г//6~10²...Ю⁴) призматические петли и дислокации вторичных систем. При у = 0,2...0,4 и dlb> 10³ есть и "заторможенная зона" [1409] с разворотом со = 5...10°.

Эффект Баушингера. Судить, что сохранилось от упругих полей частиц, можно, сравнивая диаграмму растяжения т+(у) и сжатия после него т (у). Разность 6 = т+(у) -т (у)

• эффект Баушингера - от того, что оставшиеся от растяжения напряжения vyG облег­чают обратную деформацию при сжатии, складываясь с внешними. Если все упрочнение при растяжении Д = [т+(у) - t_s] - от петель Орована, а они уничтожаются при сжатии, то 8 = Д Измеренное отношение 6/Д - мера сохранения петель Орована внутри сложной структуры (и упрочнения ti от них).

В сталях со структурой зернистого перлита при t/ = 0,05 0,15 и d* 1 мкм эффект Бау- шингера составлял 5/Д = 0,5 . 0,9 (нарастая как 4v), т. е при крупных частицах их даль- нодействуюшие поля напряжений, созданные деформацией, сохранялись не меньше чем наполовину (и тем больше, чем больше частиц). Но если более мелкие, округлые части­цы цементита в феррите получить закалкой и отпуском (убрав затем циклическим на­гревом "лишние" дислокации от мартенсита), то собственно упрочнение от частиц меня­

_ется как ДтIG = yj(vyb / d) . что соответствует нижней границе тг после полной релакса­ции И далее у = 3,5 % оно не растет больше с деформацией [1405].

Если по мере сплетения петель в ячеистую структуру идет и их аннигиляция, упроч­нение Дт/G = a^vyb/ d) ниже нижнего предела (3). коэффициент а<1 учитывает оста­ток. Измерения при 300 К и у = 0,05...0,15 нашли [1405] этот остаток а = 0,24 для Cu-SiC>2 (в диапазоне г = ^(vfb / d) ⁼ О -25) 10"⁴), а = 0,34 - для А1-6'-СиА1₂ при z = (23...48) 1C⁴. Для Cu-Ве а = 0,16 при 77 К и г = (20...85) ЮЛ

Ячеистая структура. Когда дислокации сплетутся в единую "натянутую на частицы" ячеистую структуру с размером фрагмента d(_P = Л (равным межчастичному расстоянию), она и будет ограничивать пробег дислокации [1405]. Новые дислокации уже не обходят частицы, так что упрочняет сама ячеистая структура. Отличие от чистых метал­лов (§1.5) лишь в том, что размер ячеек жестко задан межчастичным расстоянием и не меняется с деформацией, растет лишь плотность дис­локаций. Если при холодной прокатке алюминия размер фрагментов d$ = 0,3 мкм достигается при деформации <р = 4, то в композиции А1- А1₂0₃ (пластинки 0,01x0,1 мкм, расстояние меж их центрами 0,2 мкм) для этого достаточно ф = 0,9. Вне субграниц дислокаций практически нет (лишь когда пластинок много: v- 0,1, и расстояние меж их конца­ми малое, опутывающие их сплетения дислокаций всюду [1411]).

Когда же второй фазы мало (v= 0,038), роль частиц - в регулирова­нии субзерна. Упрочнение от них практически одинаково как у предела текучести (Аа/Е = b/А), так и после большой деформации: AdE^bld^blK, хотя механизмы и разные. В сравнении с чистым алю- минием при ЫА» 1 10 одинаково АаоJE = 1,5 10 - как при деформа­ции ф = 0,002, так и при ф = 0,7. Далее до ф = 3 этот прирост даже слабо (на 7₄) падал [1411]. Соответственно до деформации твердость компо­зиции выше, чем алюминия, на 400 МПа, а при ф>0.7 - на 300 МПа.

Мелкие частицы могут сохранить много дислокаций до высоких температур. Так, если закалкой от 0,98 T_wl растворить в алюминии 0,0024 %(ат.) железа, то после сильной деформации сохраняется (до 200 ч при 0,64 7^) Ю¹⁰ см ² дислокаций, закрепленных с шагом

30. .40 нм частицами A^Fe диаметром 6... 10 нм (возникшими из сегре­гаций пар железо-вакансия [1412]).

Диаграммы деформации. При малых деформациях у несопряженные частицы воздействуют на напряжение текучести непосредственно как точечные препятствия: т₀~(yfc)/d, при умеренных - через обратные на­пряжения от заторможенной зоны {i\~yv) и через общую плотность "наматывавшихся" на частицу дислокаций: т₂~J(vybTdj, ^ПР^И больших - через опирающуюся на частицы ячеистую структуру: т₃~(yfc)ld. При какой деформации один закон упрочнения сменяется другим, зависит как от размеров, формы и объемной доли частиц, так и от свойств мат­рицы. Если широкий диапазон измерений x{d,у) захватит область пер_е. хода от одной зависимости к другой, обе выполняются в нем одинако­во плохо (как в композиции Al-TiC при d = О,7...2,4 мкм и у = 0,15 [1413]).

В конечном счете важно: сохраняются ли петли Орована (хотя бы и замаскированные прочими дислокациями) или они перестраиваются с ослаблением полей. В пользу сохранения: трудное поперечное сколь­жение в матрице; присутствие других, перерезаемых частиц (или зон Гинье-Престона), локализующих скольжение в одной плоскости; игольчатые или пластинчатые частицы. В пользу аккомодации: легкое испускание дислокаций границей фаз (§6.2), большая объемная доля частиц (быстрое перекрыгие их полей) [1390].

Смену преобладающего механизма упрочнения могут указать диаграммы деформа­ции монокристалла в ориентировке одинарного скольжения вместе с электронной мик­роскопией ориентированных фольг ("вид сверху" и "вид спереди" на плоскость скольже­ния с погашением дислокаций первичной или прочих систем). Матрица - концентриро­ванный твердый раствор облегчает наблюдения, препятствуя перестройке дислокаций при разгрузке. Так, в неупорядоченном монокристалле Си-25 % (ат.)Аи с 1 %(объемн.) шариков SiCh диаметром d = 20... 100 нм деформация у = 5 % легким скольжением остав­ляет возле каждой частицы стопки призматических петель (в среднем по четыре петли) примерно того же размера d. Они не лежат в плоскости скольжения, но имеют вектор Бюргерса первичной системы скольжения - т. е. не "выдавлены" из границы фаз, а оста­лись от обходных движений дислокации (как на рис.126). Шаг тонких линий скольжения 10 нм - это высота диполя дислокаций от поперечного скольжения близ частицы.

Дислокации иных систем скольжения появляются при у~10%, и они-то и опутывают частицы общей сетью [1414]. С их появлением линейная диаграмма легкого скольжения сменяется параболической (хотя скольжение продолжается пока еще в одной системе). Это следствие накопления дислокаций от частиц и упрочнения ДтIG = a^jvybid

(измеренное а = 0,21). Когда это упрочнение от частиц при у = 0,5 достигло ДтIG = 1,7 10“³ (50% к пределу текучести), началась вторая линейная стадия - множест­венного скольжения. Здесь модуль упрочнения D\\ не отличался от однофазной структу­ры [1414].

Действительно, оценка упрочнения (3) учитывает лишь геометрически необходимые дислокации вокруг частиц, пренебрегая теми, что находятся в линиях скольжения "как обычно". В линии скольжения длиной L одна дислокация, пройдя площадку L², имеет на периметре длину 4L, а внутри площадки на п = vL²ld² частицах оставляет петли сум­марной длиной And. Дислокации вокруг частиц преобладают, пока 4nd»4L (или длина линии скольжения L»dlv много больше межчастичного расстояния вдоль прямой). Но на первой стадии £~1мм, а на второй L~1...10mkm (§1.5). Поэтому когда частицы круп­ные или их мало, они заметно влияют лишь в начале течения. Так, в монокристалле меди при объемной доле v = 0,003 частиц Si0₂ диаметром d- 90 нм диаграмма дефор­мации не отличается от просто меди, начиная от у = 0,15. Но при v- 0,01 вся диаграмма

• парабола вплоть до у = 0,4, и линейных стадий нет упрочнение всюду задают геомет­рически необходимые дислокации на частицах [1390].

У парабслы т~ ^ производная dt/dy~l/^ тем больше, чем меньше у. Поэтому при

малых деформациях модуль упрочнения D = dx/dy может оказаться много больше, чем наибольший (D\\!G =»¹ /зоо) в однофазной структуре Например, при и<0,1 и у = 2 % в Си- АЬОз и Си-СиВе получали [1390] DIG «’/20. Так же и в стали со структурой бейнита и сорбита при е<5 % измеряли D'lE = 'Ло. .’/ю, а далее D сильно падает [739] Для парабо­лической диаграммы т~^ вообще неинтересна "точечная", переменная характеристика (модуль упрочнения D) - важнее указать константы параболы.

Полосы деформации. Редкие крупные неперерезаемые частицы могут сильно мешать распространению фронта текучести и полос Людерса. Если представить фронт полосы скольжения из п дислокаций в слое толщиной h на площадке диаметром L как одну дислокацию с векто­ром Бюргерса nb, радиусом ядра /г и энергией U~G(nbf \n(Llh)/4n_% то под напряжением т на него действует сила F-xnb. Когда расстояние между частицами А, то чтобы продвигать фронт, по условию Орована FA = 2U надо x/G~(nb/A) \n(Llh) /4л - (yhlA) \n(L/h)/4n, если сдвиг в по­лосе у = nb/h. Действительно, в алюминиевом сплаве с зонами Гинье- Престона, локализующими течение в узких полосах толщиной Л/6~100, после введения 2...20 % крупных (5...50 мкм) частиц А1₂0₃ прирост пре­дела текучести соответствовал сдвигу в полосе у~1 (а при представле­нии в виде Acxo,2~A:/Va коэффициент к оказался в 15 раз больше, чем в соотношении Петча) [1415]. Интерметаллиды в алюминии подавляют образование макрополос сдвига при штамповке [1420].

Такое сопротивление крупных недеформируемых частиц полосе сдвига есть при лю­бом механизме пластического течения. Например, 2% частиц WC размером 1... 1,5 мкм подняли сопротивление течению аморфной ленты (Fe7oCri5Bj5> до 3,5 ГПа [1416]. Аморфные сплавы с крупными кристаллическими включениями получают из расплава (ОЦК NiAI поперечником 5 мкм в аморфном MgsoNiisAls [1417]), а с мелкими (ГЦК А1 около 5 нм в Al87Ni?Cu3Ce3 [1418]) - отжигом. При этом от выделения алюминия - мяг­кой фазы - твердость растет (в 1,3...2 раза в AlggNi юСе₂), подавляется срез и сохраняется пластичность, так что максимум предела прочности - при объемной доле кристаллов i^= 0,38 [1419]. Так же высока прочность у закаленного из расплава сплава AlgsCrsCeiCoi, где частицы квазикристаллов размером 40 нм разделены прослойкой 2 нм кристаллического алюминия. По мере огрубления структуры прочность падала [1418].

Двойникование. Включения препятствуют как скольжению, так и двойникованию. У двойника толщиной h фронт роста - это стопка из n~h/b\ двойникующих дислокаций с одинаковым вектором Бюргерса Ь\ и примерно такой же общей упругой энергией, как от дислокации с вектором Бюргерса nb\. Как и для полосы деформации, условие обхода частицы x/G = nb\/А. Частицы мешают двойникованию в п раз сильнее, чем скольжению, и чем толще двойник, тем труднее он протискивается между неперерезаемыми частицами.

Но и само начало двойникования в матрице требует высокого напряжения (§1 7) Тдв/G-10~², и при межчастичном расстоянии А = d/4v для двойника толщиной h-d то же условие Тдв/С = nbi/A приводится к v<(i_aJG)², уже очень малое количество включений iMO"⁴ тормозит толстый двойник. Крупные несопряженные включения подавляют двойникование. как свинец в цинке [1422] или карбид VC в марганцевом аустените [1423].

Расти вширь, обходя частицы, может лишь тонкий двойник h«d, пока его толщина hld<x_aJGVu Чем мельче неперерезаемые частицы, тем круче упрочнение при скольже­нии и тем раньше начинается двойникование [1424] При объемной доле 0,036 частии

Рис. 127 "Тени" в двойнике - несдвойникованные объемы по­зади недеформируемых включений

CoAl поперечником около 4 нм в поликристалле твердого раствора Cu-Al [1425] модуль упрочнения достигал DIE-'k '/ц, и тонкие (50 нм) двойники рассекли ²/з зерен уже при деформации е*1,5 %.

Если в эллипсоидальной частице объемом V произошел однородный сдвиг у, то об­щая упругая энергия частицы и матрицы U = aGVy², где коэффициент формы ао>1 для сферических частиц (ао = 2(7—5v)/l 5(1—v) = ^I6/is для коэффициента Пуассона v = ^lh) и ai*l для иглообразных [126]. После сдвига у в матрице вытянутая бессдвиговая зона объемом V+A Vвыгоднее, чем сферическая V, пока apV> ai(V+AV) или AV<V!\5. Поэто­му двойник, не охватывая частицу плотно, может позади нее оставить "тень" - несдвой- никованный объем матрицы AV (рис. 127). Тень находится в упругом равновесии и при снятии нагрузки растет. Так неперерезаемая частица делает двойникование обратимым, включения CoAl в матрице Си-15 % (ат.)А1 рождают петлю гистерезиса шириной Де = 2 % [1426].

Цепной процесс двойникования всех у''-NhNb частиц в общей плоскости скольжения при больших деформациях никеля снижает их сопротивление, и это облегчает скольже­ние в матрице. Частицы менее 10 нм не двойникуются, и тогда истинная диаграмма As = Лдр^п имеет показатель п = 0,87, но л<0,6 при двойникующихся частицах ^~60нм [1427].

Напротив, частицы СщТ! в меди, двойникуясь, вызывают двойникование в несколь­ких системах в матрице [1428], поэтому модуль упрочнения высокий: DIE-1 10'², а диа­грамма деформации линейная до е ='45 %. Системы двойникования частицы и матрицы разные, отчего.за каждой частицей крупнее 20 нм остаются несдвойникованные тени и матрицу упрочняют еще и их границы [1429]. Как видно, для прогноза результата двой­никования дбухфазной структуры надо много конкретных деталей.

Мягкие включения. Особый и практически важный случай: неперере- заемые включения с пределом текучести т_ф<<тм, много меньшим, чем т_м в матрице. Они заметны при малых деформациях: мягкие включения аустенита в твердом мартенсите (1,1 % С) понижают предел упругости <*0,002, но важна не их объемная доля v«\, а размеры наибольших по­лей, аустенита [1430].

Если включения изолированные, то средняя деформация у обеих фаз одинакова и при упругом нагружении и разгрузке образца возможна циклическая пластическая деформация включений. Рассеяние энергии за цикл изгиба в двухфазных композициях Cu-Pb растет линейно с содержанием свинца: до у = 0,2 при 20 % РЬ [7].

Когда упругая деформация материала достигнет величины Уо = ТфЮф, включения потекут при неизменном напряжении в них

х = тф = const (их упрочнением можно т пренебречь, поскольку у«1). Далее напряжение растет тоже линейно, но если модуль упругости материала был ^м <G> - ^м^м+^ф^ф, то теперь "эффек­тивный модуль" (рис. 128) G’ =

= dx/dy = v_MG_M. Иногда, измеряя эту величину G' при циклической дефор­мации, принимают ее за "динамический _г модуль упругости". Он может быть ^ф существенно меньше "статического"

<G>, измеренного при малых напряже­ниях х<х₀ = уо <G>.

При разгрузке включение разгружа­ется упруго, пока деформация не упа­дет на 2уо- Тогда упругая матрица соз- Рис.128. Цикл деформации, ко- дает в нем противоположное напряже- гда включения текут без упроч-

ние -Хф, и включение потечет обратно нения, а связная матрица упру- _1лт га (точками показаны потери

(см. рис. 128). Такой материал похож на энергии за цикл)

систему с сухим трением и поглощает

за цикл удельную работу а = 2то(х-2х₀)(1/<У-1/<(/>) (заштрихованная площадь на рис. 128). Нормируя на номинальную плотность упругой энергии и = х²/2 <G>, найдем удельное рассеяние энергии у -а!и - 4(хо/х)(1-2хо/т)(уфОф/1/м(/м). Наибольшее vy (при напряжении цикла х = 4х₀) составило бы огромную величину vj/«0,5 (задача 181). В действительности оно меньше, так как течение частиц зависит от их формы и ориентировки (наибольшие потери - для пластин, наклонен­ных на 45° к оси растяжения, где касательное напряжение наибольшее).

Уникальная система с таким механизмом демпфирования - серый чугун: у графита низкий предел текучести именно в плоскости пла­стинки (0001). В сфероидизированном чугуне те же пластинки закруче­ны в "кочан капусты", и демпфирование слабее [1312]. При v_rp*0,10 и напряжении 0,1 ст₅ удельное рассеяние в ковком чугуне (сферические частицы графита) ¥ = 0,02, а в сером чугуне [7] (пластинки графита) ¥ = 0,19.

Текстура. После деформации двухфазных структур текстура обычно не та, что была бы для каждой фазы в отдельности [246]. Перерезаемые частицы локализуют течение в линиях скольжения, отчего включения G'-CuAh, Mg2Si при холодной прокатке алюми­ния усиливают текстуру "типа латуни" (§2.4), так же как от снижения энергии дефекта Упаковки в твердом растворе Неперерезаемые частицы размером 0,1 .5 мкм, напротив. Рассеивают текстуру, возвращая ориентировки к текстуре чистого алюминия [1431].

Для текстуры рекристаллизации важна неоднородность распределения неперерезае- мых частиц в тесном гнезде включений сохраняется исходная ориентировка матрицы (та. что до деформации) - центр роста и очаг разнозернистости. Чем больше движущая

сила роста (плотность дислокаций), тем меньшего радиуса зародыш сможет расти. Поэтому, например, в стали на включениях размером 10 мкм новое зерно зарождалось после деформации 25 %, а при размере 2 мкм только после 95 % [1409]

Устойчивость субзерна. Малое количество включений (v<10 ²) мо­жет упрочнять при высоких температурах косвенно: ограничивая рост субзерна. После пластической деформации размер субзерна порядка межчастичного расстояния d$~A~dlJ^. При нагреве субзерно может расти, пока выигрыш в энергии от сокращения площади границ по­крывает работу отрыва их от частиц - до стабильного размера (4) d$~d/v (в v^m раз). Не более чем в v^m раз вырастет и разворот со на субграницах, и если он не достигнет критического со_кр~0,1, рекристал­лизации не будет, пока не вырастут сами частицы.

В деформированном "TD-никеле” (2 % частиц ТЮг или НЮг размером 50 нм) рекри­сталлизация наступает лишь при 0,95...0,98 Г_пл, а до того сохраняется субзерно с разме­ром, примерно равным межчастичному расстоянию (0,3...0,5 мкм) [1432]. Упрочнение от большой деформации (<р = 4,6) вплоть до рекристаллизации сохраняло Дст/£«7 10^-4 [1432], а после рекристаллизации было неощутимо (важны не частицы, а "намотанные" на них дислокации) [1433]. Так же и равноосные включения SiC>2 (50 нм) в меди [1434] задают постоянный (не зависящий и от деформации) размер субзерна */ф~0,5 мкм и за­медляют рекристаллизацию: с 30 с до 600 ч при 0,72 Гпл- Очень мелкие (10...50 нм) части­цы AhSc, выпадающие из разбавленного раствора Al-0,4 % Sc, задерживали рекристал­лизацию до 0,88 Гпл [1435].

При отпуске стали, даже когда карбиды выросли до 1 мкм, от мартенсита сохраня­ются сетки дислокаций [1436], их влияние на предел текучести при v= 0,11...0,17 заметно вплоть до отпуска в течение 400 ч при 690°С [1437].

Вольфрам, всегда содержащий частицы карбидов, при волочении до <р = 9,2 достигал предела прочности 5,5 ГПа (о_в/Е = 1,410^-2) и сохранял затем прочность и при 1200°С (0,40 Г_пл). сточасовая длительная прочность а/Е = 2 10~³ [1058].

Мелкое зерно. После рекристаллизации мелкие частицы упрочняют, измельчая зерно. При размере d они сдерживают рост зерна размером L, пока

d/L< 3v/2. (6.4.4)

Это соотношение Зинера (1948 г.) получено в допущении, что на лю­бой грани зерна много частиц (ч. 1, с.263).

Если же частицы крупные и их мало, достаточно закрепить каждую грань зерна частицами по всем ее вершинам. В двумерной гексаго­нальной сетке у зерна шесть вершин, а в каждую вершину сходится три зерна, т. е. на одно зерно нужно 6: 3 = 2 частицы. У трехмерного зерна- кубооктаэдра 24 вершины, в каждой сходятся 4 зерна, и для закрепле­ния нужно 24:4 = 6 частиц на каждое зерно. Тогда из соотношения объ­емов vL? = 6с? следует

d/L<(vl6)^m (6.4.5)

• критерий Хеллмана-Хиллерта (1975 г.). Он совпадает с критерием Зинера (4) при v₀ = % и do/L = 7₃ (задача 182) и действует при v>v₀, т. е. для частиц, сравнимых с зерном. Так, при d/L = 0,4...0,5 для частиц а- титана в р (или, наоборот, Рва) стабилизация зерна достигалась [1438]

при v > 0,16...0,20, тогда как по критерию Зинера для столь крупных частиц надо бы v= 0,5...0,7.

Рост объемной доли дисперсных (обычно 20 ..100 нм) нитридов A1N от 0,01 до 0,08 % дал прирост предела текучести железа Да/Е = 6 10^ не от упрочнения частицами, а от измельчения зерна с 11 до 4 мкм [1439] В алюминии введение карбидов и оксидов (v<0,l) размером 30 нм обеспечивало устойчивое до 0,96 Т_пл зерно менее 0,5 мкм [1440] В двух­фазных нанокристаллах Cu-Мо зерно размером 0,1 мкм сохранялось [1441] даже после деформации <р = 6 и нагрева до 0,9 Т_пп.

Двухфазные нанокомпозиты получают напылением (А1 - Мо с частицами диаметром d~ 15 нм [1442]), гальваническим осаждением из суспензий (до 50% Si3N4 при d~30 нм в никеле [1443]), распылением водных растворов солей, сушкой и разложением (как WC- Co [1444]). Для порошковых двухфазных сплавов важнейший фактор - слипание исход­ных порошков в комки от влажности, электростатических сил или пластического схва­тывания при размоле. Даже при выпаривании водных растворов солей (с последующим разложением нитратов или карбонатов и восстановлением оксидов) сказывается денд­ритная ликвация (с ней борются, распыляя соленый туман на жидкий азот или высуши­вая изморозь в вакууме [1445]).

Двухфазные нанокристаллы меди с 7 % Zr, Nb, V, полученные механическим легиро­ванием [1446], имеют зерно 0,1...0,6 мкм в соответствии с соотношением Зинера (4) и а^/Е = 0,01. Примерно такое же предельное упрочнение оо^Е = 0,005...0,006 у двухфаз­ных сплавов механического легирования Al - AI4C3; Y2O3; NbC с таким же зерном 0,1. .1 мкм [1447]. Заведомо неперерезаемы квазикристаллические включения (§4.4) в закаленных из расплава нанокристаллах растворов переходных металлов (V, Сг, Мо, Мп, Се) в алюминии- при зерне 0,05...0,1 мкм и расстоянии меж частицами квазикри­сталлов 5...25 нм достигался предел прочности 1320 МПа (а_в/Е = 0,02) [1448, 1449].

Если компактирование дает кластеры включений, то экструзия - строчки частиц, а рекристаллизация - очерченное строчками вытяну­тое зерно. По его плоским длинным граням легко идет холодное раз­рушение (’’расслой"), но сопротивление ползучести такой "штапельной" структуры выше: в ней труднее проскальзывание, ибо большинство границ зерен лежат в осевой плоскости, где нет касательных напряже­ний [1409].

Преодоление частиц переползанием. Когда напряжение ниже крити­ческого т = Gb/A, дислокация все же может двигаться, обходя частицу переползанием: поднимаясь на высоту h = d!2 со скоростью v_n> после чего возможно скольжение со скоростью v_c на расстояние х~Л. Тогда время переползания t\~dlv_n, скольжения t₂~AJ v_c, а средняя скорость дислокации <v> = Л/(^+^) ⁼ [d/Av_n +\lv_c]~¹' т. е. зависит от объемной Доли частиц V- (dlA)² как <\>!v_c = [v^t2{vj v^+l]Л

В отличие от термически активируемого скольжения в системе то­чечных препятствий (§5.1) здесь время простоя у препятствия t\ зависит от размера частиц. Охватывающая частицу пол у петля дислокации ра­диуса г по мере подъема bh укорачивается на Ъг и потому уменьшает свою энергию U на AU = nUbr *n(Gb²/2)bh (упрощения: постоянная энергия дислокации U = Gb²/2 и Ьг * - 5И как для конической частицы - не меняют порядка величин). Для подъема 5/г переносится на противо­положную сторону петли объем AV^nrbbh/2 или n^AV/b³ вакансий.

При переносе одной вакансии совершается работа AZ = AU/n~Gb^Ah\ а grad Z«AZ/nr~Gb⁴/r². От потока вакансий по ядру дислокации j~(D₃lкТ) grad Z скорость переползания [1407]: v_lx-jb²lnrb- -DiG^lkTjiblrf. Здесь - коэффициент диффузии по ядру дислокации через площадь F^-b².

Используя соотношение кТ_пл = a_wlGb³ (а_ш, * 0,03), для сходственной температуры 0 = Т/Т_ип получим скорость переползания v_n~\0D₃b²/r^Q и время уничтожения петли /₃ = dlv_n~r⁴QI\0D₃b² Действительно, время разупрочнения при нагреве деформированной меди с частицами Si0₂ зависит от их размера как г ⁴ [1450]. При 20°С (0,22Г„_л) медь с частица­ми Si0₂ диаметром 100 нм сохраняет упрочнение после деформации, а с частицами ВеО 10 нм быстро теряет [1390].

Деформация у = bid оставляет на каждой частице по одной петле Орована. При скорости деформации у на это нужно время /₀ = у/ у = bid у . Накопление петель существенно, если они аннигили­руют за время /₃>/о, т. е. скорость деформации у >5D₃b²/r⁵Q.

Для переноса по границе фаз коэффициент диффузии D₂ и площадь сечения потока F₂~bd. Для переноса по объему F\^S и решает коэф­фициент самодиффузии в матрице D\. Поскольку время t\~ 1 !D\F_Xi то t₂lti = (d/b)(DilD₂) и t₃/ti = (d/bf(DilD₃). Перенос по границе фаз преоб­ладает при столь низких температурах, где (D₂ID\)>(d/b), а по дислока­циям - при (D₃/Di)>(d/bf. Для высоких температур, заменив D₃Ft, на D\F\, полечим для переноса по объему критическую скорость у >20D\blr 0. При точке плавления (А~10 ⁸ см²/с) для накопления пе­тель дислокаций на частицах размером 1 мкм нужна скорость у >10'' с¹, а при ²/₃Г_Ш| (где Z>j~ 10 ¹² см /с ) - "обычное растяжение" у-10 V¹ сохранит клубки дислокаций у частиц.

Того же порядка время t\ и критическая сжорость у , если сначала петля Орована по­перечным скольжением превращается в пару призматических петель противоположного знака (см рис 126,в), которые аннигилируют "усадкой" - переносом вакансий по ядру в каждой петле отдельно (либо от одной петли к противоположной через объем матрицы, либо по поверхности частицы).

Поверхность несопряженной частицы может и притягивать дислокацию, если выгод­но растекание ее ядра в поверхности раздела Так, в алюминии дуги дислокаций упира­ются в частицы А1бМп так же, как в поры, и петель Орована нет [1451]. В вольфраме ниже 0.7 Т_ил мелкие (35 нм) частицы HfC дислокация обходит переползанием, а выше растекается на их поверхности [1452] Тогда ее энергия на единицу длины уменьшается (до 10 % от уничтожения ядра и еще на 1п(с//А)/2п от сужения упругого поля при большой кривизне) За счет .этой энергии дислокация может, удлиняясь, огибать сферическую частицу "сверху" Но выигрыш невелик, и напряжение для такого обхода лишь немно­гим меньше напряжения Орована [1453]

При "обычном" растяжении (у -10 ⁴ с ') "умеренный" нагрев облег­чает преодоление только очень мелких несопряженных частиц, срав- 402 нимых с поперечником ядра дислокации. Так, когда частицы MgO в серебре менее 5 нм, предел текучести уже в интервале 0,06...0,30 Т_пп падает на 42 % [1454]. Упрочнение молибдена и ниобия частицами TiN, Zr0₂, НЮ₂ не крупнее 10 нм (от внутреннего окисления или азотирова­ния) при 0,3 Т_пл доходило до At/G»8 10~³, а при 0,5 Г_пл было вдвое меньше [1455].

Обход частиц переползанием контролирует общую скорость дефор­мации, когда для обхода скольжением или перерезания недостаточны напряжения. Так, при 300 К частицы Fe_y размером 55 нм в меди перере­заются парой петель Орована, и от них ощутимо упрочнение, тогда как выше 470 К (0,35 7^) при скорости у -10^-4 с^-1 первая же петля успевает обойти частицу переползанием. Нет ни перерезания, ни деформацион­ного упрочнения [1392].

Конкуренция же переползания вокруг частиц и термически активируемого отрыва (как от точечного препятствия) - случай, видимо, редкий. Отрыв возможен от барьера порядка длины пробега коротковолнового фонона, т. е. для частиц размером d/b< 10. Такой размер бывает у зон Гинье-Престона, но тогда они обычно хорошо перерезают­ся, а не обходятся.

Сверхпластичность. Частицы сохраняют мелкое зерно матрицы до высоких температур, и тогда в двухфазных структурах возможна "очень горячая" (и потому быстрая) сверхпластическая деформация от движения дислокаций в границах зерна (§3.5) и фаз. Так, в алюминии, содержащем до 10% карбидов и оксидов с размерами частиц 30 нм, при зерне в 15 мкм получали удлинение в сотни процентов при скоро­сти деформации ё -10 с *, при зерне 0,3 мкм - то же удлинение при 0,3 с¹, а при зерне 0,03 мкм удлинение 350 % с сохранением равноосно­го зерна дает удар: 1 с^-1 при 0,91 [1440]. Когда алюминий с частица­ми интерметаллида спечен из аморфных порошков и имеет зерно 0,07 мкм, при 0,94 он удлиняется на 540% (ср = 1,85) со скоростью 0,7 с^-1 [1456].

Чем мельче частицы, тем мельче зерно и тем быстрее течение при сверхпластичности (§3.5). Чтобы зерно не росло, должны не расти час­тицы. Поэтому "хорошие" частицы нерастворимы в матрице, их полу­чают не из расплава или при распаде твердых растворов, а "механически" (§6.9). В сплаве Al-Mg-Li зерно 0,4 мкм, стабилизиро­ванное при механическом легировании частицами AI4C3 и оксидами, обеспечило при 0,94 Т_т равномерную деформацию до ср = 1 со скоро­стью 70 с¹ (а далее мешала неоднородность: отдельные зерна крупнее 3 мкм). При скорости менее 0,1 с^-1 такая сверхпласгичность пропадала, так как успевало расти зерно [1457].

В системе из двух интерметаллидов мелкозернистые структуры устойчивы, когда границы растворимости круто меняются с температурой. Так, в TiAl - 3%(объемн.) ТцА1 при зерне 5 мкм достигали удлинение 250 % при 1025°С и ё = 10'⁴ с ¹ [604].

Включения интерметаллидов хрома, циркония, железа, церия, хоро­шо сопряженные с матрицей (твердым раствором Al-Zn-Mg), при их размере 10... 100 нм и большой объемной доле (до 10 %) могут стабили­зировать мелкое субзерно настолько; что сверхпластичен и монокри­сталл, и крупнозернистая структура. Но для удлинения до 1000 % нуж­на большая скорость деформации (до 1с"¹, пока нет рекристаллизации) и соответственно напряжения на 1...2 порядка выше "обычных" при мелком зерне [1459].

"Быструю сверхпластичность" (удлинения 200...800% при скорости 0,1--l с' ) дает деформация сплавов Al-Cu-Mg с 20%(объемн.) Si₃N₄ размером 1 мкм [1460] или 10 % SiC (10 мкм) [1461] выше температуры солидуса: пленка жидкости на частицах (наблюдавшаяся электронно­микроскопически in situ [1462]) поглощает дислокации и не дает обра­зоваться порам. В ультрадисперсной композиции А1 - 4% Си - 15 % (объемн.^С близ точки плавления достигали вытяжки 500 % со скоростью 100 с¹ [1463].

Чем ближе к 0,5 объемная доля второй фазы, тем стабильнее мелкое зерно и тем луч­ше для сверхпластичности. Так, в никелевых жаропрочных сплавах, измельчив большой горячей деформацией у-зерно до З...6мкм и вырастив у'-частицы до 0,5...2 мкм после­дующей выдержкой, достигали удлинения 200...450% (при 0,7Г_ПЛ и скорости 5 Ю^-4 с^-1), имея 9... 14% у'-фазы. При 42% у'-фазы доводили удлинение до 550% при быстром растяжении (ё ~1 10“² с'¹ при 0,82...0,88 Г_пл) и до 700 % при меньших ё [1464].

В зернистом перлите сверхпластичность появляется при объемной доле цементита v>0,14...0,20 [426, 1438]. Удлинение 610 % (<р*2) при скорости деформации до 10“² с^-1 давал распыленный из расплава заэвтектический белый чугун, где 80% объема занимал цементит в виде гранул в 1...5мкм (при 675...1000°С, т. е. и в а:Ц, и в у:Ц структуре) [1465]. При v = 0,32...0,68 и 0,8 Т_пл удлинение 435 % и у полученной из гранул структуры Fe - Fe2B с частицами 1 мкм [1466]. И в ледебуритной стали можно достичь деформации Ф * 2 (при 0,9 Гпл и ё ~1 10“³ с^-1), если быстрая кристаллизация гранул дала мелкие рав­ноосные карбиды [1467].

Пластинчатые эвтектики не сверхпластичны, потому что в них нет сплошной системы границ. Но по мере деформации они могут "входить в режим сверхпластичности": сопротивление течению сильно деформированной эвтектики Pb - Sn ниже, чем исходной литой [94], в 1,5 раза при в >10^³ с'¹ и в 20 раз при ё = 5 10'⁸ с^-1. При одинаковом зерне пластинчатая эвтектика Pb - Sn имеет "скоростную чувствитель­ность" т = 0,15 и дает удлинение 5 = 73%, а зернистая m = 0,57 и

5. = 1584 % [416]. Эвтектика Al - СиА1₂ при 0,97 Г_пл сначала упрочняет­ся, дает шейку с сужением 70 %, где пластинки раздроблены, и лишь после этого и только в шейке течет с удлинением до 500 % (Холт и Бэ- кофен, 1966г.).

Сверхпластичны в интервале полиморфного превращения (а+Р)- титан (если сначала раздробить а-иглы [1468]) и (а+у)-железо. В труд- нодеформируемых титановых сплавах с интерметаллидом у-TiAl при 0,90 Г_пл и s -Ю^-4 с ¹ достигнуто удлинение 470 % в у-а [1469], до 600 % в у-p и у-а-Р сплавах при 0,62...0,82 Т_ш [1470]. В феррит-аустенитной стали (25 % Сг, 7 % Ni, 3 % Мо), измельчив зерно до 1 мкм отжигом 404 после сильной холодной пластической деформации (ср = 2,3) и '•ухудшая сопряжение фаз" динамической рекристаллизацией, достигли при 1000°С "скоростной" сверхпластичности: удлинения 1000% при е= 1,710 V [1471].

В (а+у)-железе преобладает проскальзывание по границам а/у, кото­рые из-за несовпадения периодов решеток заведомо не могут быть со­измеримы. Так же и для а/p, а/а и р/р границ в латуни [421] средние скорости проскальзывания относятся как 2,2 : 1,3 : 1. Но в эвтектике РЬ

• Sn быстрее всего проскальзывание по границе Sn : Sn, а в эвтектоиде Al - Zn по Zn : Zn - по более легкоплавкой фазе [417].

Сложение факторов упрочнения. В реальных промышленных спла­вах используется обычно несколько факторов упрочнения: в матрице - твердом растворе есть частицы разной природы и размера. Для про­гноза структур надо знать взаимодействие факторов: ведет ли их соче­тание к полному или частичному сложению упрочнения, к взаимоуси- лению или подавлению. Сложение диаграмм деформации фаз методом теории пластичности сплошных сред приемлемо лишь при очень круп­ных частицах (>10 мкм - см. §6.5). Только для них полезно знать, что, например, предел текучести включений MnS выше, чем феррита в

3. . 1,9 раз [1458], перлитного зерна в 1,5...3 раза, карбида - в 30... 100 раз, и сравнивать деформируемость частиц по отношению их удлине­ний е_ф/ем. Для мелких же частиц неверно основное допущение теории сплошных сред - о неизменности диаграммы деформации фаз. В мик­ромасштабах (когда x/b<G/т) они выдерживают гораздо большие на- пряженйя без пластической деформации.

Во всех приведенных оценках упрочнения частицами т либо пренеб­регали сопротивлением матрицы тм, либо молчаливо полагали воз­можным простое сложение т' = т_м+т. Можно надеяться, что упрочне­ние от твердого раствора и от частиц аддитивно, поскольку их меха­низмы действуют в разных масштабах (х~Ь и x~d)\ в критический мо­мент обхода неперерезаемой частицы на всю дислокацию действует сопротивление раствора. Действительно, аддитивно изменение диа­граммы деформации монокристаллов меди от неперерезаемых частиц и от легирования твердого раствора [1472]. Но рост концентрации и по­рядка в растворе затрудняет обход частиц поперечным скольжением или переползанием, сохраняет петли Орована в исходной плоскости скольжения, усиливая их поля. Обход же частиц рассыпает, например, пары дислокаций в сверхструктуре. И то, и другое - неаддитивность, взаимное усиление упрочнения.

Перерезаемые частицы действуют на дислокацию как сильные то­чечные препятствия, а примесные атомы в растворе - как слабые. Чис­ленным моделированием движения дислокации в системе сильных и слабых точечных препятствий с концентрациями с_ф и с_м найден линей- ный закон сложения

Т - Рм?м + Рф^ф, (6.4.6)

где вес р_м = с_м/(с_ф + г_м) пропорционален концентрации, для случая, когда сильных препятствий мало [ с_ф/(с_ф + с_м) < 0,05 ], но упрочняют они сильно (т_ф/т_м «3). Этот случай - самый распространенный: концен­трация частиц размером d, как "точек в плоскости" с_ф = v(b/d)². Если объемная доля второй фазы v и атомная доля примеси в растворе с_м сравнимы (с_м ~v), то всегда с_ф« с_м. Лишь когда раствор очень бед­ный (c_M^<<v)> сложение "пифагорово": т² = р_мт_м² + р_фх_ф [1473].

Когда есть включения двух фаз, и те, и другие перерезаемы, прием­лемо то же сложение (6) двух препятствий разной силы.

Сложение упрочнения т; от двух классов точечных препятствий в виде т = (Xjjⁿ)^I/n даст при любом п монотонное и гладкое аппроксимирующее выражение, верное для преде­лов <?i—>0 и С2-»0 и совпадающее с истинным еще в одной точке. Эксперимент иногда обнаруживал, что нелинейное сложение тм и тф лучше линейного, но обычно без про­верки факта перерезания, с риском присоединить и зависимость для неперерезаемых частиц

Взаимодействие существенно, когда перерезаемы частицы только одного типа из двух. Например, в алюминиевом сплаве, упрочненном зонами Гинье-Престона, от введения 2... 15 % (объемн.) неперерезаемых частиц TiB₂ размером 0,3...1,3 мкм прирост предела текучести Ла₀,2~1/л/Л -d втрое круче, чем от тех же частиц в том же количестве в чистом алюминии, где с/Е ~ b/А (в нем частицы опутываются беспоря­дочными сплетениями дислокаций - вместо плоских серий в.четких линиях скольжения после перерезания зон) [1313]. Зоны сохраняют пло­ские серии дислокаций, и их поля а-1/VX возле неперерезаемых частиц много сильнее, чем от дислокаций, рассеянных в матрице.

Когда неперерезаемых фазы две, работает лишь распределение размеров частиц. Но и для одной фазы есть "естественное" распределение диаметров частиц в связи с кинети­кой роста и коалеоценции, а также неравенство сечений частиц плоскостью скольжения при одинаковом диаметре. На численной модели упрочнения не нашли в таком случае существенного отличия от однородных частиц [1473].

Вряд ли найдется единое "правило сложения", когда матрица упроч­нена субструктурой: субзерном полигонизации, рейками мартенсита, двойниками. Размещение частиц и размер субзерен взаимосвязаны: частицы могли "наматывать на себя" дислокации при деформации, служить опорой субграниц при отжиге либо выделяться на уже имею­щихся субграницах при распаде растворов.

Например, мартенсит можно упрочнять частицами интерметаллида, выделяя их из у- или а-раствора. Два преимущества первого способа: однородное размещение частиц (без зарождения на границах реек и дислокациях) и возможность получить больше частиц, подняв концен­трацию исходного раствора (без риска стабилизировать аустенит, ко- 406 юрый будет обеднен при выделении). Так, /-частицами в безуглероди- стом мартенсите доводили твердость до 650 НУ (при 28 % Ni и 6 % Ti) [1474].

Верхний бейнит - пакетная (как мартенсит) структура, но меж рей­ками феррита могут быть прослойки цементита (не толще 0,1 мкм), либо стабильного аустенита (как в Fe-Si-C), либо полученного из него мартенсита, либо продуктов его отпуска. В нижнем же бейните карбид не на границах, а внутри реек, как щетка тонких пластин одинаковой ориентировки [1475]. Для последовательного анализа здесь нет даже статистики размеров и размещения фаз. Эмпирическое же обобщение для "бейнита вообще” - множества качественно разных структур - вряд ли поможет прогнозу диаграмм деформации.

Эволюция диаграмм деформации с распадом раствора. Эта эволюция предсказуема: на зонной стадии растет предел текучести при неизмен­ном модуле упрочнения. С появлением неперерезаемых частиц растет модуль упрочнения (и твердость растет больше, чем предел текучести). Максимум предела текучести достигается к концу зонной стадии рас­пада, а модуля упрочнения (и, например, твердости) при самых мелких, но неперерезаемых частицах. С укрупнением частиц предел текучести падает.

По мере выделения частиц сам раствор, обедняясь, разупрочняется. Упрочнение раствора внедрения сравнимо с упрочнением от частиц, и, например, отпуск углеродистого мартенсита почти не повышает предел текучести и твердость. Хотя обычно измерения осложнены стабилиза­цией остаточного аустенита, на зонной стадии распада упрочнение мартенсита неощутимо, а появление неперерезаемых частиц цементита разупрочняет. И только в тройных растворах замещения-внедрения Fe_a - Me - X при сильном сродстве Me - X, когда зоны Гинье- Престона образуют такие пары, как Мо - С или V - С, есть упрочнение и пик твердости при превращении зон в частицы карбидов [1476].

Чтобы частицы трудно перерезались и медленно росли, нужны прочные (с сильными связями) соединения. Но если химическая связь сильная, то растворимость обычно малая. Чтобы из раствора выпало много прочной фазы, это должно быть соединение двух растворенных элементов, как MgZn₂ в Al-Zn-Mg или NiAI в Fe-Ni-Al. Чтобы вместе с тем иметь прочный концентрированный твердый раствор, фазу должны образовать одни элементы, а оставшийся раствор другие. По­этому стареющие сплавы, как правило, многокомпонентные.

Упрочнение от частиц эффективнее в упорядоченной матрице. Она должна достичь стехиометрического состава сверхструктуры после выпадения частиц. Смещая третьим элементом взаимное расположение границы растворимости и точки Курнакова матрицы, можно получить большое многообразие структур и урегулировать соотношение перио­дов решетки (а с ним перерезаем ость частиц, энергию их границ и ско­рость роста). Распад внутри сверхструктур идет, например, в Cu₃Au - Pd, Ag, In; Ni₂V - Cu; CuPd - Co [1477]. При охлаждении бронзы с 10 % Al, 5%Ni и 5%Fe сначала из ОЦК p-фазы выпадают видман- штеттовы пластины ГЦК а, затем идет упорядочение по типу Fe₃Al и наконец эвтектоидное превращение р -> а + NiAI [1478].

Принципиально интересны включения фуллеренов. молекул углерода Сбо в виде по­лой сферы (и более сложные - нанотрубки диаметром также около 1 нм). Имея высокую жесткость [1479], они должны вести себя в металле как жесткие неперерезаемые частицы, а когда будут сломаны, станут упрочнять как очень малые поры (§6.10). Напыленные пленки меди и олова с 7 % фуллерена получены (что доказывается по резко отличному от графита К-краю поглощения рентгеновского излучения углеродом) [1480], но для испытания нужен массивный образец.

Задавая желаемое сочетание компонентов структуры (с учетом также требований к рабочей температуре сплава, механизмам разрушения, технологической пластичности в исходном состоянии и т. п.), следует проверить ’’управляемость ” - возможность раздельного регулирования факторов упрочнения за счет состава и превращений. Определение желаемой структуры - многокритериальная нелинейная задача с не­четкой ранжировкой целей и неполной информацией о константах частных моделей. Формулируя исходную ’’структурную идею” сплава или композита, автор делает множество оценок, которые отсекают тупиковые пути и допускают "терпимые неприятности". Наличие ясных частных моделей эффектов порознь, численных способов прогноза многомерных диаграмм состояний и превращений и обеспечивающих их баз данных делает эту работу быстрее и надежнее. Но она остается искусством комбинирования многих эффектов упрочнения для поиска компромисса в достижении сразу нескольких целей.