Порошковое материаловедение. Часть 1. Основы теоретического материало

7.Ландау Л.Д., Лифшиц Е.М. Гидродинамика. – М.:

Наука, 1986. – 736 с.

8.Михеев М.А., Михеева И.М. Основы теплопередачи. –

М.: Энергия, 1977. – 343 с.

9.Таблицы физических величин / под ред. И.К. Кикон-

на. – М.: Атомиздат, 1976. – 1006 с.

10.Андриевский Р.А. Свойства спеченных тел // Порошковая металлургия. – 1982. – № 1. – С. 37–42.

11.Оделевский В.И. Расчет обобщенной проводимости гетерогенных систем // Журнал технической физики. – 1959. –

Т. 21, № 6. – С. 678–682.

121

Глава 6 УПРОЧНЕНИЕ И РАЗРУШЕНИЕ ТВЕРДЫХ ТЕЛ

6.1.Упрочнение твердых тел

Впрактике наблюдается значительная разница между теоретической и реальной прочностью металлов и сплавов. При рассмотрении сдвиговой пластической деформации в монокристалле металла с идеальным расположением ионов Я.И. Френкель выявил, что критическое скалывающее напряжение, при котором происходит сдвиг,

где μ – модуль сдвига, b – расстояние между атомами в на-

правлении скалывающего напряжения, а – расстояние между рядами атомов.

Позднее Маккензи показал, что если провести более строгий расчет с учетом существования промежуточных устойчивых положений решетки и изменения действия межатомных сил, то критическое скалывающее напряжение может быть снижено до μ /30.

Расчеты Маккензи были подтверждены в работах Брэгга и Ломера. Отсюда одним из путей создания высокопрочных материалов как при обычных, так и при повышенных температурах является получение бездефектных кристаллов. И действительно, в практике получены нитевидные кристаллы (усы) бездислокационного строения или с одной осевой винтовой дислокацией, имеющие свойства, близкие к теоретическим.

Однако применение высокопрочных нитевидных кристаллов ограничено, и в ближайшее время вряд ли будет организовано массовое производство конструкционных изделий из них. По этой причине в основном используются другие пути повышения прочности и жаропрочности металлов и сплавов.

122

Известно, что пластическая деформация кристаллических твердых тел в основном протекает путем размножения и движения дислокаций.

В то же время большинство известных механизмов размножения дислокаций в процессе пластической деформации связано также с движением дислокаций. Поэтому при разработке способов упрочнения внимание должно концентрироваться на создании возможных препятствий движению дисло-

каций, так как σ ≈ const ρ , где ρ – плотность дислокаций.

Механизмы упрочнения в данном случае можно разбить на две большие группы:

1.Упрочнение, связанное с повышенной плотностью дислокаций, цель которого – увеличить число дислокаций, находящихся в одновременном движении.

2.Упрочнение, обусловленное наличием препятствий движению дислокаций до деформирования и в процессе деформирования.

6.2.Деформационное, механико-термическое

итермомеханическое упрочнение

При деформационном упрочнении плотность дислокаций увеличивается. Структура большинства металлов после небольшой пластической деформации характеризуется появлением дислокационных сплетений. При увеличении степени деформации дислокационные облака расширяются, образуется ячеистая структура и появляются участки, почти свободные от дислокаций, окруженные областями с высокой плотностью дислокаций. Повышение температуры деформирования способствует образованию более четкой ячеистой дислокационной структуры.

Возрастание плотности дислокаций приводит к увеличению числа дислокаций, находящихся в одновременном движении, т.е. уменьшает путь свободного движения дислокаций,

123

врезультате напряжение, необходимое для дальнейшего движения дислокаций, повышается.

При деформационном упрочнении путь свободного продвижения дислокаций уменьшается не только за счет увеличения их плотности, но и за счет измельчения субзерен и зерен, границы которых являются эффективными препятствиями для продвижения дислокаций при нагружении. При больших деформациях напряжение течения не зависит от величины зерна. В этих условиях более правильно рассматривать упрочнение исходя из изменения плотности дислокаций.

Использование деформационно-упрочненных металлов при температуре рекристаллизации и выше приводит к увеличению подвижности дислокаций и разупрочнению. Для повышения рабочей температуры таких металлов необходимо увеличить термическую устойчивость дислокаций. Один из способов достижения этого – сочетание деформационного упрочнения и термической обработки (механико-термическая обработка – МТО), позволяющее получить устойчивую полигональную структуру.

Небольшая предварительная деформация с последующим отжигом ниже температуры рекристаллизации обусловливает значительное увеличение длительной прочности и снижение скорости ползучести (непрерывной пластической деформации под действием постоянной нагрузки). Деформация в условиях глубокого охлаждения с последующим отжигом создает в металле более плотную сетку с высокой температурной устойчивостью.

Рассмотрим влияние МТО на примере сплава ХН70ВМТЮ (ЭИ617). После деформации растяжением на 1 % при 600 °С с последующим полигонизационным отжигом в те-

чение 100 ч при той же температуре время до разрушения упрочненного сплава при напряжении 90 кгс/мм2 было почти

вдва раза больше, чем неупрочненного. При напряжении 35 кгс/мм2 неупрочненный образец разрушился через 972 ч.

124

У упрочненного же образца даже после 3000 ч испытаний ускоренной ползучести не наблюдалось.

При термомеханической обработке (ТМО) свойства сплавов улучшаются за счет создания тонкой субмикроскопической структуры. Этот вид обработки возможен, когда имеются полиморфные или структурные превращения в твердом растворе (выделение второй фазы). Цель ТМО при полиморфном превращении – получить аустенит с необходимыми плотностью, распределением и устойчивостью несовершенств, которые мог бы унаследовать мартенсит закалки. Поэтому температура деформации аустенита определяет характеристику структурных несовершенств мартенсита.

Различают два вида ТМО при полиморфном превращении: высокотемпературную (ВТМО) и низкотемпературную (НТМО).

Температура ВТМО должна быть выше температуры AC3 ,

но ниже температуры рекристаллизации аустенита, так как развитие процесса рекристаллизации приводит к аннигиляции несовершенств (дислокаций) и снижению эффекта упрочнения. Развитие начальных стадий рекристаллизации (возврата) может способствовать улучшению пластических свойств с сохранением значительного эффекта упрочнения. При ВТМО конструкционных легированных сталей практически устраняется развитие отпускной хрупкости Ι и ΙΙ рода, повышается ударная вязкость, существенно возрастают прочность и пластичность.

Значительный эффект упрочнения достигается при степени деформации 20–40 %. Дальнейшее увеличение деформации не приводит к заметному увеличению прочности. Наибольшее упрочнение получается при дробной деформации.

При НТМО аустенит деформируется в промежуточной области устойчивости аустенита при температурах меньших, чем температура рекристаллизации. НТМО используется для сталей, имеющих широкий интервал устойчивости переохлажденного аустенита. Распад аустенита в процессе деформации приводит к снижению прочностных характеристик. Увеличе-

125

ние прочности будет максимальным при значительных степенях деформации (~ 70–95 %). Причем при больших деформациях пластические свойства, получаемые при НТМО, могут быть близки к пластическим свойствам, получаемым при ВТМО, что, по-видимому, обусловлено разогревом стали при деформировании и процессами возврата.

НТМО практически не влияет на явления хрупкости при отпуске. После ВТМО и НТМО стали подвергаются отпуску. Для снятия остаточных напряжений закалки при определении температуры отпуска необходимо учитывать всю сложность структурных превращений, которые могут привести к уменьшению прочностных характеристик.

Термомеханическая обработка при структурном превращении в основном применяется для аустенитных сталей и жаропрочных сплавов. Она увеличивает прочность, пластичность, длительную прочность, жаропрочность, понижает чувствительность к надрезу и склонность к тепловому охрупчиванию. Существует несколько технологических схем ТМО.

Ι. Нагрев на температуру закалки для образования гомогенного твердого раствора → пластическая деформация → закалка → старение.

ΙΙ. Нагрев до температуры закалки → закалка → старение → пластическая деформация при температуре, близкой к температуре старения → выдержка при этой температуре.

ΙΙΙ. Нагрев до температуры закалки → закалка → пластическая деформация → старение.

Вторая схема является разновидностью механико-терми- ческой обработки, так как температура деформации лежит ниже температуры рекристаллизации и цель деформации и последующей температурной выдержки – получение устойчивой полигональной структуры. Один из существенных недостатков этого метода – трудность получения равномерной деформации, а также потеря эффекта упрочнения с развитием рекристаллизации. Наиболее перспективные Ι и ΙΙΙ схемы.

126

Упрочнение аустенитных сталей и жаропрочных сплавов в результате ТМО по схеме Ι обусловлено влиянием следующих факторов:

– образование в процессе пластической деформации структурного состояния, обусловленного измельчением зерен твердого раствора, субзерен, увеличение плотности дислокаций, возникновение значительных микродеформаций, возникновение кристаллографически ориентированных структур дислокаций, особое строение границ зерен (в виде характерной зубчатости);

– лучшее растворение избыточной фазы при нагреве и более полное выделение и благоприятное распределение дисперсной фазы в местах повышенной плотности несовершенств в процессе последующего старения.

Трудность ВТМО жаропрочных сплавов по схеме Ι заключается в том, что при высоких температурах (> 1100°) и степенях деформации интенсивно развивается рекристаллизация через зарождение и рост новых зерен. Однако способность материала к рекристаллизации можно уменьшить, замедляя процесс деформирования. Так, при уменьшении скорости деформирования на два порядка (с 0,3 до 0,003 с–1) возможна ВТМО без рекристаллизации при температурах 1100–1150 °С с обжатием 25–30 % на сечениях 50 50 мм для сплава ХН77ТЮР (ЭИ437Б) и стали 37 12Н8Г8МФБ (ЭИ481), а для стали ХН35ВТ (ЭИ612К) и на более крупных паковках (для турбинных дисков диаметром 0,6–0,8 м). При замедленных скоростях деформирования образуется фрагментированная структура (размер фрагментов 10–30 мкм, средняя взаимная разориентировка на доли градуса). Такая структура обладает повышенной термической устойчивостью. Верхний предел температурного интервала, в котором наблюдается эффективность такой обработки, повышается, например, для сплава ЭИ437Б с 700 до 850 °С.

127

ТМО по третьей схеме имеет ряд технологических трудностей, связанных с высоким сопротивлением деформаций аустенита и твердого раствора после закалки, что требует мощного оборудования и специальных приемов обработки. Это обусловило ее ограниченное применение.

6.3. Упрочнение путем легирования твердого раствора

Упрочнению твердых растворов посвящено значительное число работ. Мотт, Набарро, Коттрелл, Сузуки, Фишер показали, что упрочнение можно объяснить с помощью дислокационной модели.

Считая, что дислокации не строго линейны и имеют радиус кривизны, соизмеримый с атомными размерами, Мотт и Набарро определили напряжение течения:

где – степень структурного несоответствия атома растворенного вещества в твердом растворе; G – модуль сдвига; С – концентрация атомов растворенного вещества.

Параметр можно определить через радиус атомов растворенного элемента r b и атомный радиус растворителя r a :

Согласно Коттреллу, растворенные атомы упруго взаимодействуют с дислокациями, образуя вокруг них «атмосферу». Для образования «атмосфер» Коттрелла достаточно небольшой концентрации растворенных атомов. Так, в деформированном

кристалле с плотностью дислокаций 1012 см 2 «насыщенная» атмосфера Коттрелла образуется при концентрации растворенного вещества, равной 0,1 %.

Наличие атмосферы Коттрелла приводит к увеличению критического напряжения, необходимого для перемещения

128

дислокаций, а следовательно, и повышению предела текучести. Считая, что концентрация примесей в «атмосфере» (С) определяется средней концентрацией твердого раствора (С0), температурой Т и энергией связи атома примеси с дислокацией (и) по зависимости

где N – общее число атомов на единицу объема; А – параметр, зависящий от констант материала; b – вектор Бюргерса.

При «насыщенной» атмосфере напряжение течения

где r – расстояние атома от дислокаций.

Конденсированная атмосфера резко увеличивает предел текучести при низких температурах. С повышением температуры влияние атмосфер уменьшается, так как тепловые флуктуации облегчают отрыв дислокации от примеси.

По мнению Сузуки, упрочнение твердых растворов замещения в металлах с ГЦК связано не только с упругим взаимодействием дислокаций с атомами примеси, но и с «химическим» взаимодействием за счет образования дефектов упаковки с решеткой ГПУ в кристаллах ГЦК. Для термического равновесия необходимо, чтобы концентрация растворенных атомов в дефектном слое отличалась от концентрации в окружающем твердом растворе. Такое гетерогенное распределение атомов Сузуки и называют «химическим» взаимодействием атомов примеси с дислокациями. Тепловое движение не оказывает заметного влияния на напряжение течения при химическом взаимодействии, так как ширина дефекта упаковки достаточно велика.

129

Препятствия для передвижения дислокаций могут быть созданы также в результате упорядочения сплава (ближний и дальний порядок). При ближнем порядке сдерживающее усилие действует лишь на первую дислокацию. При высоких степенях деформации разрушение ближнего порядка происходит по всему объему сплава.

Фишер считает, что упрочнение твердого раствора связано главным образом с образованием ближнего порядка, особенно при высоких концентрациях легирующего элемента. При пластической деформации происходит разупрочнение. В этом случае необходимое для разрушения ближнего порядка напряжение

где γ – энергия разупорядоченной поверхности; b – вектор Бюргерса.

При дальнем порядке движение дислокаций в полностью упорядоченном кристалле происходит парами. При этом вторая дислокация восстанавливает перенос атомов, произведенный первой дислокацией при ее движении по данной плоскости скольжения. При пересечении дислокационной пары антифазной границы увеличивается площадь границы, причем скорость движения дислокаций замедляется. Поскольку при движении дислокаций возрастает число антифазных границ, кристалл при дальнем порядке будет упрочняться больше, чем кристалл, находящийся в неупорядоченном состоянии.

Для перемещения парной краевой дислокации с плотностью ступенек пi без тепловой активности требуется напряжение

где γn – поверхностная энергия антифазной границы; b – вектор Бюргерса; – угол пересечения плоскостей скольжения парных дислокаций; R – расстояние между парой дислокаций.

130