Физическая природа прочности

1
ФЕДЕРАЛЬНОЕ АГЕНТСТВО ПО ОБРАЗОВАНИЮ
Брянский государственный технический университет
В.П. Мельников
ФИЗИЧЕСКАЯ ПРИРОДА
И МЕХАНИЗМЫ ПОВЫШЕНИЯ ПРОЧНОСТИ
Утверждено редакционно-издательским
советом в качестве учебного пособия
БРЯНСК 2007
2
УДК 699
Мельников В.П. Физическая природа и механизмы повышения
прочности: учеб. пособие / В.П. Мельников. – Брянск: БГТУ, 2007. –
62 с.
ISBN 5-89838-264-Х
Излагаются общенаучные положения современных концепций
физической природы прочности металлических материалов и
механизмов ее повышения с позиций физического металловедения и
физики твердого тела. Рассматривается влияние сил межатомного
взаимодействия и дефектов в кристаллическом строении (главным
образом дислокаций) металлических материалов на процессы
пластической деформации и упрочнения.
Учебное
пособие
предназначено
для
студентов
машиностроительных специальностей, изучающих дисциплины
«Материаловедение», «Технология конструкционных материалов».
Полезно аспирантам и соискателям.
Ил. 21. Табл. 2. Библиограф. – 37 назв.
Научный редактор доктор технических наук С.В. Давыдов
Рецензенты:
кафедра «Технология конструкционных
материалов и ремонт машин» Брянской
государственной инженерно-технической
академии;
кандидат
технических
наук
О.К.
Покровский
ISBN 5-89838-264-Х
© Брянский государственный
технический университет, 2007
3
ПРЕДИСЛОВИЕ
Широкое
использование
металлических
материалов
в
современной технике связано с тем, что они обладают (по сравнению с
другими материалами) замечательным комплексом механических
свойств: высокая прочность, твердость и упругость сочетаются в них с
хорошей пластичностью и вязкостью.
Большой интерес в машиностроении проявляется к проблеме
прочности – одному из важнейших свойств металлических материалов
– он непрерывно стимулируется повышающимися требованиями к её
уровню.
Учебники
по
материаловедению
для
студентов
машиностроительных специальностей не формируют целостного
представления о физической природе прочности материалов и
возможных механизмах ее повышения. Между тем знание основ
современных представлений о природе прочности материалов
оказывается важным не только при выборе конструкционных
материалов для деталей различного назначения, способа формирования
требуемого уровня прочностных свойств, но и при выборе и разработке
технологических процессов. Для этого важно понять, как и на каком
уровне и как формируются прочностные свойства.
Предлагаемое пособие является логическим дополнением к
основным учебникам. В нем в доступной форме и с достаточной
полнотой представлена информация об условиях создания
высокопрочного состояния металлических материалов.
Учебное пособие содержит три главы. В первой главе
рассматривается физическая природа прочности: влияние на прочность
металлических материалов сил межатомного взаимодействия,
подвижности дислокаций и их взаимодействий друг с другом и со
скоплениями дислокаций в процессе пластической деформации и
деформационного упрочнения. Вторая глава кратко знакомит с
физическими основами механизмов повышения прочности: с
дислокационным,
твердорастворным,
дисперсионным
и
зернограничным упрочнением. В третьей главе даются комментарии
(пояснения) к природе прочности материалов и механизмом ее
повышения.
Дополнительная информация представлена в приложениях и в
сносках по тексту. В конце учебного пособия приведен список
4
использованной и рекомендуемой литературы для дополнительного
изучения.
1. ФИЗИЧЕСКАЯ ПРИРОДА ПРОЧНОСТИ
Основными конструкционными материалами в современном
машиностроении остаются металлические сплавы, наиболее важным
свойством которых является прочность – способность оказывать
сопротивление внешнему силовому воздействию, не разрушаясь.
Прочность металлических материалов обычно увязывают с
уровнем
сил
(прочностью)
межатомного
химического
взаимодействия. Считается, что прочность – это только
сопротивление разрыву атомных химических связей в кристалле,
однако объяснить с этой позиции, почему даже один и тот же металл
(или сплавы, созданные на его основе) в зависимости от условий
получения имеет различную прочность нельзя.
Благодаря достижениям физики твердого тела, в частности
теории несовершенств кристаллического строения материалов (в
первую очередь теории дислокаций1) удалось объяснить прочность
реальных технических материалов. Оказалось, что уровень прочности
материалов находиться еще в прямой зависимости от внутреннего
субмикроскопического, микроскопического строения (структуры) и
химического состава. Влияние этих факторов
на прочность
материала перекрывает влияние сил межатомного взаимодействия [1
– 7].2
1.1. Межатомное взаимодействие и предполагаемая прочность
Причиной объединения атомов в единое целое в любом твердом
теле, является межатомное химическое взаимодействие3.
Теорию дислокаций не следует рассматривать как универсальную.
Зависимость
прочности
материалов
от
условий
внешнего
взаимодействия – вида нагрузки, температуры, давления, рабочей среды и
времени их действия – в работе не рассматривается.
3
Непосредственное влияние сил межатомного взаимодействия на прочность
материалов можно оценить только теоретически, на примере монокристаллов с
идеальным упорядоченным кристаллическим строением.
1
2
5
На рис.1 представлена качественная картина зависимости сил
межатомного взаимодействия (силы притяжения и силы
отталкивания) двух атомов от расстояния между ними. Эти силы
возникают вследствие взаимодействия электрических полей,
создаваемых электронами и ионами (ядрами) атомов, участвующих в
образовании твердого тела.
+F
Ñèëà î ò ò àëêèâàí èÿ
aê
0
p
- Fmax
àî
Ðåçóëüò èðóþù àÿ
ñèëà
Ì åæàò î ì í î å
ðàññò î ÿí èå
Ñèëà ï ðèò ÿæåí èÿ
-F
ã)
Рис.1. Изменение сил взаимодействия F в зависимости от расстояния а
между атомами: а – атомы на бесконечно большом расстоянии; б, в –
перекрытие электронных «облаков» атомов; г – качественная зависимость сил
притяжения, отталкивания и результирующей
Когда атомы находятся на бесконечно большом1 расстоянии
друг от друга, взаимодействие между ними отсутствует (рис. 1,а).
При сближении атомов на расстояния, при которых электронные
«облака»2 атомов перекрываются (рис. 1,б, в), в зонах перекрытия
возрастает электронная плотность, т.е. в пространстве между
положительно заряженными ионами появляется и возрастает
отрицательный заряд3, благодаря чему между атомами возникает сила
С точки зрения микромира (в атомных масштабах).
Точечная штриховка на рис. 1,а, б, в передает распределение электронной
плотности в электронном «облаке».
3
Происходит сгущение «зарядового облака».
1
2
6
притяжения, возрастающая с уменьшение расстояния а (рис. 1,г). При
сближении атомов, уже на относительно больших расстояниях,
одновременно возникает и возрастает сила отталкивания между
положительно заряженными ионами (ядрами), а на меньших
расстояниях, когда вступают во взаимодействие внутренние
заполненные электронные оболочки, преобладающее влияние
оказывают силы отталкивания, возникающие между заполненными
электронными оболочками сближенных атомов. Вследствие чего на
малых расстояниях сила отталкивания нарастает интенсивнее, чем
сила
притяжения.
Силу
отталкивания
принято
считать
положительной (+), а силу притяжения – отрицательной (-).
Просуммировав эти силы, получили результирующую силу
взаимодействия между атомами в зависимости от расстояния между
ними. Уравновешивание сил (результирующая становится равной
нулю) происходит при сближении атомов на расстояние, равное а 01,
при котором атомы будут находиться в устойчивом (равновесном)
положении в кристаллической решетке.
При расстояниях меньших а 0 между атомами преобладает сила
отталкивания (результирующая сила положительна). При удалении
атомов друг от друга на расстояние, большее а 0, результирующая
сила притяжения (-F) вначале вырастает. На расстоянии а к (которое
считается критическим2) результирующая сила притяжения достигает
максимальной величины (-Fmax). Дальнейшее удаление атомов друг от
друга сопровождается ослаблением между ними силы притяжения,
вплоть до полного ее исчезновения (рис. 1,а).
Таким образом, сила притяжения содействует сплочению
атомов, тогда как сила отталкивания удерживает их от слишком
тесного сближения. Как правило, атомы расположены так, что силы
уравновешиваются. Равновесие может быть нарушено только
внешним воздействием.
Максимальную силу притяжения (-Fmax) принято называть
когезивной3 прочностью, или теоретической прочностью на
Такое расстояние принимают за параметр кристаллической решетки.
Расстояние между атомами порядка нескольких ангстрем (1Å=10 -8см).
3
Когезия (лат.) – сцепление частиц твердого тела или жидкости при их
контакте.
1
2
7
отрыв1. Очевидно, что чем больше ее величина, тем большее внешнее
усилие (напряжение) требуется для преодоления силы межатомного
притяжения и разрушения твердого тела.
В использованном примере рассмотрена только простейшая
качественная зависимость сил межатомного взаимодействия и только
между двумя мысленно изолированными атомами в зависимости от
расстояний между ними. Реально в многоатомном теле законы
взаимодействия между атомами значительно сложнее2 и зависят от
электронного строения атомов, влияния других, окружающих их
атомов, колебательного движения самих атомов друг относительно
друга и взаимного расположения их в пространстве (от типа
кристаллической решетки).
Теоретические расчеты с учетом изложенного и исходя из сил
межатомной связи показали, что для того, чтобы разделить кристалл
с идеальным кристаллическим строением на две части путем отрыва
атомных плоскостей3 (рис. 2,а), потребовались бы чрезвычайно
большие растягивающие внешние усилия (напряжения ~0,1...0,15 Е)4
для преодоления сил притяжения между всеми атомами,
расположенными по обе стороны от плоскости отрыва5 [6, 7].
При другом возможном способе разрушения – путем жесткого
одновременного синхронного сдвига6 атомов (рис. 2,б, в, г),
расположенных по одну сторону от плоскости сдвига, относительно
атомов, находящихся по другую сторону с одновременным
преодолением сил межатомной связи между ними (на рис. 2,б
зигзагообразным пунктиром показано пересоединение межатомных
связей в процессе сдвига), для разрушения требуются гораздо
меньшие нагрузки (напряжения), но их расчетная величина
Всеми признается, что теоретическая прочность металлов при идеальном
строении кристаллической решетки определяется только силами межатомного
взаимодействия.
2
В практике имеют дело не с отдельными атомами, а с их большими
устойчивыми совокупностями, образующими макротело.
3
Хрупкое разрушение. В плоскости отрыва может располагаться около 1014
атомов на 1 см2.
4
Е – модуль упругости.
5
Т.е. когда все атомы по обе стороны от плоскости отрыва одновременно
воспринимают действие внешней нагрузки.
6
Пластическое разрушение.
1
8
оказывается на 2 – 3 порядка больше нагрузок (напряжений),
требующихся для разрушения технических металлов при испытании
на прочность.
исходное
состояние
б
)
а
)
в
)
г)
Рис. 2. Схема разделения образцов на части: а – путем отрыва;
б, в, г – путем жесткого синхронного одновременного сдвига
(зигзагообразным
пунктиром
показано
пересоединение
межатомных связей); стрелками показано направление внешнего
воздействия
Поиски причин такого противоречия привели к мысли о
несовершенстве в кристаллическом строении реальных металлов.
Гипотетически было сначала предложено, а позднее и
экспериментально подтверждено наличие в кристаллическом
строении различного рода дефектов1. Оказалось, что прочность
1
См. лекции, учебную литературу.
9
металлов зависит не только от сил межатомной связи1, но и в
большой мере от типа, распределения и количества этих дефектов в
кристаллическом строении.
Среди различных видов дефектов кристаллического строения
металлов наиболее важными из них считают дислокации, количество
и поведение которых и определяет, прежде всего, механические
свойства кристаллических тел.
1.2. Дислокации в металлах и их влияние на прочность
В металлах с дислокациями для разделения кристалла на части
(разрушения) путём сдвига не требуется одновременного «жесткого»
синхронного сдвига всех атомов, расположенных по одну сторону от
плоскости сдвига, относительно атомов, расположенных по другую
её сторону.
При наличии дислокаций сдвиг одной части кристалла
относительно другой вдоль плоскости сдвига совершается в
результате последовательного перемещения дислокаций по кристаллу
вдоль плоскости сдвига2.
Чтобы дислокация из исходного положения I (рис. 3,б)
переместилась в соседнее положение II , т.е. на одно межатомное
расстояние(рис. 3,г), достаточны незначительные (лишь на долю
межатомного расстояния) сдвиги (перестановки) атомов в зоне
дислокации: атом 1 переходит в положение 1`, атом 2 – в 2`,атом 3 – в
3`, атом 4 – в 4`, атом 5 –в 5`, атом 6 – в 6`, атом 7 – в 7`, атом 8 – в 8`.
В результате таких перестановок атомы 1 – 2 – 3 соединяются с
атомами 7 – 8 и образуют полностью заполненную атомами
вертикальную плоскость в положении 3` – 2` – 1` – 7` – 8`.
Смещенные атомы 4–5–6 соседней атомной плоскости в положении
4`–5`–6`образуют теперь экстраплоскость в новой II позиции
движущейся дислокации (рис.3,б,г), т.е. роль экстраплоскости как бы
по эстафете передалась в направлении смещения дислокации от
атомов 1–2–3 атомам 4–5–6 соседней атомной плоскости (рис.3,г).
Роль сил межатомного взаимодействия становиться ведущей в сохранении
упрочненного состояния в основном при высоких температурах, так как они
оказывают большое влияние на процессы разупрочнения.
2
Плоскость сдвига называют ещё плоскостью скольжения дислокаций.
1
10
Если
внешние
сдвигающие
напряжения
продолжают
действовать и если перемещению дислокации нечего не
препятствует, она посредством рассмотренного механизма
продолжит последовательное движение от узла к узлу
кристаллической решётки, пока не пройдёт через весь кристалл и не
выйдет на его поверхность, где и исчезнет. Это вызовет смещение
(элементарный сдвиг) одной части кристалла относительно другой
на одно межатомное расстояние


а)

в)
б)

г)
11
д)
е)
Рис.3.
Схема движения краевой дислокции: а, в, д – пространственное
изображение отдельных позиций; б, г, е – на примере одной вертикальной атомной
плоскости
(рис. 3,е). Дальнейшие повторные элементарные сдвиги такого рода
будут совершаться в результате скольжения других дислокаций,
находящихся в этой же или в параллельных ей атомных плоскостях
скольжения. В конечном счете процесс деформации завершится
разрушением кристалла1.
В рассмотренном механизме
скольжения дислокаций
(пластической деформации) в каждый данный момент времени в
перемещении (в перестановке) участвуют одновременно не все
атомы, расположенные в кристалле по обе стороны от плоскости
скольжения, а только те, которые находятся непосредственно у линии
дислокации, потому при сдвиге необходимо преодолевать
сопротивление сил межатомной связи лишь ограниченного числа
атомов2. Расчеты показали, что для этого требуются напряжения в 10 6
раз меньшие, чем напряжения, которые были бы необходимы для
одновременного “жесткого” синхронного сдвига двух атомных
плоскостей относительно друг друга на одно межатомное расстояние
в кристалле с идеальной кристаллической решеткой (рис. 2,б).
Изложенная упрощенная схема процесса сдвига на примере
изолированных дислокаций показывает, почему из-за такого типа
дефектов в кристаллическом строении, всегда имеющихся в реальных
материалах3, не удается полностью реализовать потенциально
возможную высокую природную прочность межатомной связи.
Между тем реально процесс пластической деформации весьма
сложен4. Опыт показывает, что когда кристалл деформируется под
действием нагрузки, плотность дислокаций в нем с увеличением
Реально механизм скольжения дислокаций значительно сложнее.
Сопротивление решетки движению дислокаций при сдвиге не велико.
3
В обычных технических металлах и сплавах плотность дислокаций составляет
порядка 106…108см.-2
4
Пока не представляется возможным описать его в рамках простых физических
моделей.
1
2
12
степени деформации непрерывно возрастает1. Вновь возникающие
дислокации, увеличивая сопротивление собственному движению
вследствие взаимодействия2 между собой, с другими дислокациями,
пересекающими их плоскость скольжения, и с образующимися
скоплениями дислокаций, вызывают уже не уменьшение прочности,
а наоборот – упрочнение.
Рассмотрение процессов, происходящих в реальных металлах
при пластической деформации( для лучшего понимания), следует
начать
с
деформации
и
деформационного
упрочнения
монокристаллов высокой степени чистоты.
1.3. Пластическая деформация и деформационное упрочнение
реальных монокристаллов высокой степени чистоты
Исходная
плотность
дислокаций
в
отожженных3
монокристаллах обычно составляет от 104 до 106 см-2 (см. прил. 1).
В таких недеформированных кристаллах
дислокационная структура представляет собой
трехмерную взаимосвязанную сетку (рис.4).
В точках пересечения (в узлах сетки)
дислокации закреплены неподвижно, так как в
этих точках
пересекаются дислокации
плоскостей
скольжения
разных
кристаллографических
направлений.
При
нагружении кристалла отдельные звенья
дислокационной сетки, частью своей длинны
лежащие в благоприятно ориентированных для
скольжения плоскостях и удерживаемые по
Рис.4.
Пространственная
сетка 11дислокаций
в
1
12
-2
До
10
…10
см.
отожженном
2
Взаимодействия между дислокациями вызваны наличием упругих полей
кристалле
напряжений вокруг них, возникающих вследствие особенностей строения
дислокаций.
3
Отжиг – операция термической обработки, заключающаяся в нагреве до
определенных температур, выдержке при температуре нагрева и последующего
медленного охлаждения. Такая обработка устраняет всякое возможное
деформационное упрочнение, которое могло возникнуть еще в процессе
изготовления образцов для испытания.
13
своим
концам
дислокациями
плоскостей
других
кристаллографических ориентаций, при определенных условиях
могут стать источниками, испускающими дислокации по механизму
Франка-Рида [2,8,21,40].
Однако большая часть звеньев дислокационной сетки,
расположенных в неблагоприятно ориентированных для скольжения
плоскостях остаются неподвижными, что создает условие для
неравномерного распределения пластической деформации по объему
кристалла.
Поведение монокристаллических образцов металлов (например,
с гранецентрированными кубическими (ГЦК) решетками, при
деформировании растяжением с применением методов испытания
повышенной точности) в которых направление внешней нагрузки
задается таким образом, чтобы вначале деформирования напряжения
сдвига в одном из направлений скольжения в одной из плоскостей
скольжения было больше, чем напряжения в другом направлении
скольжения этой же системы плоскостей скольжения, а также в
любом направлении в каких-либо других плоскостях скольжения,
обычно описывают кривыми с тремя выраженными стадиями
упрочнения (см. диаграмму «напряжение-деформация», рис.5)1 [1322].
Первая стадия – начальная стадия пластической деформации,
называется стадией легкого ламинарного2 скольжения (деформации).
На этой стадии деформация наступает, как только прилагаемое
напряжение достигает величины  кр3, и осуществляется скольжением
Наиболее полно элементарные процессы деформации (скольжения) и
получаемые эффекты изучены на монокристаллических образцах металлов с
ГЦК- и ГПУ- решетками. Кривые могут сильно отличаться в зависимости от
условий деформирования (температуры и скорости деформирования;
кристаллографической ориентации оси действия напряжения и размера
кристалла и др.). Три стадии упрочнения четко различаются только у металлов,
достаточно высокой степени чистоты по отношению к примесям.
2
Ламинарное течение (от латинского lamina – пластинка) – упорядоченное
течение (вещество перемещается как бы слоями, параллельными направлению
течения).
3
Для монокристаллов за критическое напряжение сдвига по данным [20]
можно принять предел текучести.
1
14
одиночных дислокаций лишь по одной первичной1 системе
плоскостей скольжения, т.е. сначала в той плоскости и в том
направлении, где действует максимальное скалывающие напряжение.
Рис.5
Кривая деформационного упрочнения монокристалла с ГЦК
решеткой: I – стадия легкого (ламинарного) скольжения; II – стадия
сильного (линейного) упрочнения; III – стадия с малым коэффициентом
упрочнения
Остальные плоскости и направления бездействуют до тех пор, пока
напряжения в них не возрастут до критической величины для этой
системы плоскостей и направлений. Из-за малой исходной плотности
дислокаций, больших расстояний между ними и работы источников
дислокаций практически без помех, деформация протекает легко. На
начальной стадии деформации в монокристалле основными
Первичной называется та система плоскостей скольжения, в которой
сдвиговое напряжение раньше достигает критического значения и
сопротивление («трение») кристаллической решетки минимально. В ГЦК
металлах такими системами скольжения является семейство атомных
плоскостей {111} и направления <110>.
1
15
препятствиями являются дислокации одинакового знака в одной и
той же плоскости и дислокаций на параллельных плоскостях
скольжения. Кристалл никогда не «срезается» по одной плоскости
скольжения. Деформация всегда распространяется на близлежащие
параллельные плоскости скольжения, так что образуется полоса
скольжения [17]. Длина свободного пробега скользящих дислокаций
на
этой
стадии
велика
и
соизмерима
с
размерами
1
монокристаллического образца , т.е. деформация протекает в
условиях, близких к чистому сдвигу. Значительная часть дислокаций
достигает поверхности кристалла (образца) и исчезает. Вследствие
этого, а также вследствие аннигиляции2 дислокаций разного знака
плотность дислокаций в металле, несмотря на работу источников
дислокаций, в процессе деформирования практически мало меняется
(накапливается небольшое число дислокаций).
Наблюдаемое незначительное упрочнение3 металла на первой
стадии деформирования связывают с возникновением сопротивления
перемещению дислокаций вследствие взаимодействия достаточно
далеко отстоящих друг от друга дислокаций, лежащих в одной или в
параллельных плоскостях первичной системы скольжения, с
пресечением перемещающихся дислокаций с дислокационными
сетками и с образующимися при деформации небольшим числом
дислокационных диполей.
Однако при малой плотности дислокаций, малом числе
образующихся дислокационных диполей и возможной аннигиляции
дислокаций сопротивление скольжению дислокаций не велико и
пластическая деформация на первой стадии протекает практически
при одном и том же уровне
приложенного напряжения4.
Существенное упрочнение не будет заметно на кривой деформации
до тех пор, пока количество полос скольжения не увеличиться и они
не займут значительную часть объема кристалла [17].
В ГЦК металлах значительные расстояния проходят как краевые, так и
винтовые дислокации. В ОЦК металлах значительные расстояния проходят
только краевые, а винтовые дислокации перемещаются на короткие расстояния,
после чего происходит их поперечное скольжение.
2
Аннигиляция – буквально означающая «уничтожение», «исчезновение».
3
Величина коэффициента упрочнения при растяжении (сжатии) близка к
(10-4…10-5)G (где G – модуль сдвига).
4
Деформация на стадии I в некоторых случаях может достигать более 40% всей
сдвиговой деформации.
1
16
Переходная
стадия
–
имеются
экспериментальные
доказательства существования уже на первой стадии ( по мере
развития деформации ) процесса скольжения по вторичным системам
плоскостей скольжения1, сопровождающегося ростом плотности
дислокаций, их скоплений, дислокационных диполей, растянутых и
сидячих дислокаций с дефектами упаковки, что создает предпосылки
для возникновения новых источников дислокаций. Это, по-видимому,
и обусловливает переход от стадии I к стадии II. Возрастает и
скорость упрочнения2.
Вторая стадия – по мере развития деформации и изменения
кристаллографической ориентации решетки (вращение решетки от
сдвига [20 – 24]) переход к стадии II наступает, очевидно, в тот
момент, когда среднее расстояние между дислокациями, скоплениями
диполей и других препятствий становится столь малым, что
внутренние напряжения, вызываемые нагромождениями дислокаций
около них, складываясь с приложенными напряжениями, становятся
достаточными для массовой активизации источников дислокаций во
вторичной системе скольжения.
Как только активизируется вторичная система скольжения,
заканчивается так называемое ламинарное скольжение и начинается
множественное3
(турбулентное4)
течение,
сопровождаемое
лавинообразным образованием дислокаций, ростом пересечений
дислокаций первичной и вторичной систем скольжения, что
обеспечивает условия для непрерывного образования все новых и
новых дислокационных источников.
Из-за непрерывного увеличения числа дислокаций (рис.6а), их
многочисленных пресечений и взаимодействий по мере развития
В процессе растяжения монокристалла происходит поворот осей решетки
кристалла относительно действующей силы. Этот поворот может достигнуть
такой степени, что вместо первичной системы скольжения должна стать
действующей другая, сопряженная с ней, складывающиеся напряжения в
которой стали больше, чем в первичной [20-28].
2
Для проталкивания скользящих дислокаций между диполями и скоплениями
требуются более высокие напряжения.
3
Множественное скольжение – скольжение в двух или большем числе систем
плоскостей и направлений скольжения.
4
Турбулентное – (от латинского turbulentus – беспорядочный, бурный)
неупорядоченное (беспорядочное) течение.
1
17
деформации число препятствий1 их движению прогрессивно
увеличивается.
Вновь возникающие дислокации при своем перемещении
останавливаются все раньше и раньше. Длина дислокационных
отрезков,
а
)
б
)
в
)
Рис.6. Эволюция дислокационной структуры по мере развития
(приращения) пластической деформации: а – увеличение плотности
дислокаций; б – формирование ячеистой структуры; в – перестройка
ячеистой дислокационной структуры в полосовую [18]
способных стать новыми источниками дислокаций непрерывно
сокращается. Для приведения их в действие требуется все более
высокие напряжения сдвига.
Степень упрочнения при турбулентном скольжении резко
увеличивается, когда переплетения дислокаций (их скопления)
начинают образовывать скопления неравномерно распределенных
сложных конфигураций, а в последующем непрерывную трехмерную
сетку (рис. 6,б)2, в результате чего движущиеся дислокации при
Прогрессивно образуются растянутые дислокации с дефектами упаковки,
пороги (ступеньки) на дислокациях, дислокационные диполи, сидячие
дислокации и др.
2
В результате перераспределения кристалл разбивается на объемы (ячейки),
сравнительно свободные от дислокаций, а сами сетки становятся более
1
18
своем перемещении вынуждены «пробираться» сквозь области с
высокой плотностью скопившихся дислокаций [17] и для
продолжения деформации в металле с новой дислокационной
структурой необходимо непрерывное приращение прилагаемого
внешнего напряжения.
Плотность дислокаций в начале стадии II обычно составляет
~109 cм-2, а к концу стадии достигает ~1010 см-2. Локальная плотность
дислокаций в формирующейся дислокационной сетке достигает
~1011см-2.
Стадия II сопровождается быстрым деформационным
упрочнением металла по мере развития (приращения) пластической
деформации. Упрочнение численно равно величине напряжения
сдвига, которое необходимо для поддержания процесса течения
металла с заданной скоростью. Степень упрочнения примерно в 10
раз больше, чем на стадии I (угол наклона кривой примерно в 30 раз
превышает наклон кривой на стадии I).
Больший вклад в упрочнение вносят пересечения винтовых
дислокаций с образованием малоподвижных длинных вакансионных
порогов, превращающихся впоследствии в дислокационные диполи.
«Тащить» такие пороги дислокациям трудно, так как винтовые
дислокации могут перемещаться только неконсервативно и
оставляют за собой цепочки вакансий, вследствие чего пороги не
могут двигаться с той же скоростью, что и сами дислокации – пороги
тормозят движения дислокаций. Количество порогов и диполей
зависит от степени развития процесса множественного скольжения по
вторичным системам скольжения.
Как показывает практика, наибольшая интенсивность
упрочнения наблюдается в кристаллах с меньшей энергией дефектов
упаковки. К таким относят металлы с ГЦК-решеткой, которые
упрочняются в значительно большей степени, чем металлы с ОЦК- и
гексагональной решетками (табл).
В ГЦК-кристаллах эффективным препятствием движению
дислокаций являются сидячие дислокации с дефектами упаковки.
Таблица
Упрочнение металлов с различными кристаллическими решетками
искаженные (с повышенным содержанием дислокаций), т.е. происходит
фрагментация структуры кристалла (распадение, деление на мелкие части).
19
Температура испытания, К
Коэффициент
упрочнения
90
290
370
470
570
Al (ГЦК)
700
450
300
230
180
Mg (ГПУ)
100
50
30
6
1
Третья стадия1 – эта стадия деформирования кристалла
характеризуется уменьшением интенсивности деформационного
упрочнения, что связывают с частичным разупрочнением вследствие
протекания процесса динамического возврата и возрастанием
возможности взаимодействия дислокаций противоположных знаков.
Это взаимодействие приводит к их аннигиляции и, как следствие, к
снижению плотности дислокаций. Это сопровождается изменением
вида кривой упрочнения от линейной формы к параболической
(рис.5).
Динамический возврат2 связан с перераспределением
дислокаций под влиянием высоких напряжений. На определенном
этапе деформирования при достаточном числе винтовых дислокаций
под действием высоких деформирующих напряжений и
образовавшихся внутренних напряжений вокруг заторможенных у
препятствий дислокаций кристаллография скольжения меняется –
получает развитие поперечное скольжение3, которое позволяет
заторможенным винтовым дислокациям выходить из своей плоскости
скольжения, обходить сдерживающие их препятствия и переходить
на соседние плоскости скольжения. В результате происходит
перераспределение дислокаций с перестройкой всей дислокационной
структуры, сопровождающейся частичной разрядкой искажений
Третья стадия в подавляющем числе случаев начинается при деформациях
порядка 30...50 % и зависит от температуры [20]. Чем выше температура, тем
меньше деформация, при которой начинается стадия III. Если образец
деформировать при температуре, близкой к абсолютному нулю, то стадия III
может отсутствовать.
2
Термин «динамический возврат» применен в данном случае потому, что
разупрочнение металла протекает в процессе значительной пластической
деформации, а не после разгрузки и последующего нагрева деформированного
металла.
3
Поперечное скольжение заметно проходит уже в начальной стадии
пластической деформации [15].
1
20
(релаксацией напряжений) во вторичных и первичных системах
скольжения. Размер ячеек уменьшается, плотность дислокаций на
границах ячеек увеличивается1. По данным [25] перераспределение
дислокаций по механизму поперечного скольжения завершается
образованием ячеистой структуры с размером ячеек 2…5 мкм.
Таким образом, третья стадия наступает тогда, когда создается
возможность обходом с помощью поперечного скольжения
преодолевать дислокационные скопления. Поперечное скольжение
создает также возможность для аннигиляции дислокаций
противоположных знаков, что также ведет к разупрочнению.
Наблюдаемое
в
начале
третьей
стадии
некоторое
деформационное упрочнение связывают с накоплением краевых
дислокаций, которые не могут в этот период участвовать в
поперечном скольжении, так как покидать свои плоскости
скольжения они могут только путем переползания, для чего
необходим массоперенос. Однако позже вследствие поперечного
перемещения винтовых дислокаций с дефектами упаковки и
образования при этом повышенного количества точечных дефектов
(например вакансий) создаются необходимые условия и для
переползания краевых дислокаций. С этого момента краевые
дислокации уже могут легко покидать свои плоскости скольжения,
увеличивая вероятность аннигиляции дислокаций. Если скорости
аннигиляции и генерирования дислокаций окажутся равными,
достигается динамическое равновесие между процессами упрочнения
и разупрочнения, вследствие чего прирост величины деформации
протекает практически при постоянном приложенном напряжении.
По мере развития деформации на этой стадии происходит
перестройка ячеистой дислокационной структуры. Размер ячеек
уменьшается,
плотность
дислокаций
на
границах
ячеек
увеличивается. В зонах с сильно локализованной деформацией и
исчерпания пластичности ячеистую дислокационную структуру
сменяет полосовая структура (рис.6,в), которая является
предвестником перехода металла к необратимым повреждениям (к
образованию свежих поверхностей раздела – трещин). Границы
Поперечное скольжение дислокаций на III стадии является определяющим
механизмом и играет основную роль в формировании более четкой ячеистой
структуры на конечной стадии деформации [18].
1
21
полосовой структуры отделены от ячеистой структуры матрицы
металла дислокационными стенками, состоящими из дислокаций
одного знака. Эти стенки по своей природе являются
дислокационными диполями.
В данной главе кривая упрочнения ГЦК металла рассмотрена с
элементарных позиций – с точки зрения движения и взаимодействия
«изолированных» дислокаций. В реальных условиях в процессе
деформирования
в
деформируемом
металле
образуются
дислокационные системы – так называемые «ансамбли»,
приобретающие новые физические свойства, отсутствующие в
принципе
у
«изолированных»
дислокаций.
Образующиеся
дислокационные «ансамбли» могут коллективно перемещаться и
преодолевать дислокационные препятствия. Вокруг дислокационных
«ансамблей» создаются дальнодействующие поля напряжений.
Полагают, что на последних этапах деформирования основная часть
пластической
деформации
является
результатом
именно
коллективного и направленного движения дислокационных систем и
их кооперативного взаимодействия [19,26].
1.4. Пластическая деформация и деформационное упрочнение
поликристаллических металлов
Процесс пластической деформации в поликристаллических
металлах1 значительно более сложен, чем в монокристаллах, хотя
механизм деформации в обоих случаях один и тот же.2
Основное отличие вызвано тем, что поликристаллические тела
представляют
собой
совокупность
огромного
числа
кристалографически произвольно (случайно) ориентированных в
пространстве кристаллитов-зерен3, а следовательно, каждое
отдельное зерно по отношению к приложенной внешней нагрузки
(силе) будет ориентированно иначе, чем окружающие его смежные
(соседние) зерна, от которых оно отделено границами (поверхностью
В пособии рассматривается пластическая деформация применительно только
к изотропным по внутреннему строению поликристаллических телах.
2
Скольжение и в поликристаллических металлах основной механизм
пластической деформации. Двойникование и сбросообразование существенны
только при пониженных температурах.
3
Зерно – это кристалл испорченной формы.
1
22
раздела). В этой связи направление плоскостей легкого скольжения в
разных зернах, естественно, не будет совпадать между собой и с
направлением действующих в деформируемом теле максимальных
напряжений сдвига [10]. Поэтому пластический сдвиг (скольжение ) в
поликристаллическом
металле
возникает
(начинается)
не
одновременно во всех зернах, а только в зернах благоприятно
ориентированных, в которых направления плоскостей легчайшего
скольжения совпадают с направлением максимальных скалывающих
(касательных) напряжений1 и только тогда, когда они по величине
достигнут критического («стартового») напряжения для данного
1/ 2
металла:  кр   0  К s d , где  0 – приблизительно соответствует
критическому напряжению сдвига в плоскостях легкого скольжения
для монокристалла или является несколько большей величиной; KS –
постоянная, зависящая от развития скольжения в смежном зерне; d –
размер зерна (если в зерне металла отсутствует развитая сетка
субграниц) или размер субзерен ( в случае сильной внутренней
фрагментации зерен).
В благоприятно ориентированных зернах раньше начинают
работать и источники образования (генерирования) новых
дислокаций.
концентра
ция
источни напряжени
к Ф-Р
й
плоскост
ь
скольжен
Зерно А
ия
плоскост
ь
межзерен
скольжен
наяия
граница
Зерно В
Рис.7.
Схема
движения
дислокаций
в
смежных зернах: а
–
плоскость
скольжения в зерне
А ориентирована
благоприятно
к
действующей
нагрузки; б – в
зерне
В
–
неблагоприятно
Максимальные касательные напряжения при растяжении в деформируемом
теле возникают под углом 450 к действующей на него нагрузки [10]. Реально
пластическая деформация начинается уже в зернах с подходящей ориентацией
(~30 ... 700).
1
23
Однако работают они ( в отличии от источников в
монокристалле) в других условиях. Так как границы зерен для
перемещающихся (скользящих) дислокаций служат (являются)
эффективными препятствиями (барьерами), скользящая от источника
первая (головная) дислокация (дойдя) до межзеренной границы,
останавливается (блокируется). Дислокация не “продавливается”
через границу в смежное зерно (рис. 7, а). Следующая (движущаяся
за первой) новая одноименная (одного знака) дислокация, подойдя к
первой дислокации, будет испытывать отталкивание со стороны поля
упругих напряжений остановившейся головной дислокации и после
некоторого (принудительного) сближения с ней также затормозится
(остановится). Так будет и с другими генерируемыми и скользящими
от источника дислокации. Поэтому у границы (как у барьера)
произойдет нагромождение (скопление) дислокаций. Таким образом,
застрявшая головная дислокация не имея возможности перемещаться
далее, служит помехой другим приближающимся движущимся
дислокациям. Чем больше дислокаций в скоплении, тем сильнее
отталкивание между ними, тем труднее деформируется метал. По
мере повышения плотности одноимённых дислокаций в скоплении
последовательно расширяется зона искажений в кристаллической
решетке и, как следствие, у границы непрерывно возрастает уровень
внутреннего напряжения, создающего встречное (обратное)
противодавление на перемещающиеся от источника дислокации (рис.
7, а ). Когда противодавление в плоскости скольжения зерна А
превысит величину необходимого для работы источника дислокации
сдвигового напряжения, действующего в его районе, источник
дислокаций будет заблокирован (закупорен). Дальнейшая работа
этого источника ещё на какое-то время может быть возможной лишь
при значительном повышении деформирующей нагрузки.
Возникающее и возрастающее по величине у границы между
смежными зёрнами поле внутренних напряжений от скопившихся
дислокаций ( в зерне А) через какое-то время окажет давление и
приведет к возбуждению (в действие) источник дислокаций с более
высоким напряжением “старта” в смежном зерне Б1. Образующиеся в
смежном зерне дислокации начнут скользить от границы в глубь (в
Т.е. скольжение дислокаций в одном зерне активизирует скольжение
дислокаций в соседнем смежном зерне.
1
24
тело) зерна, как бы продолжая скольжение (сдвиг), начавшийся в
первом зерне, т.е. смежное зерно начнет пластически
деформироваться1.
Следовательно, границы зерен задерживают
распространение деформаций от зерна к зерну до тех пор, пока не
будет достигнута определенная величина деформирующего
напряжения, при котором концентрация напряжений у приграничных
участков на концах плоскостей скольжения в одном зерне не вызовет
развитие скольжения в смежных зернах.
Одновременно с деформированием и кристаллографическим
поворотом первоначально вступивших в деформацию зерен
последовательно, по мере
развития
деформации
( роста
приложенных напряжений), происходит поворот не участвовавших
до этого в деформации зерен и их плоскостей скольжения в
положение, благоприятное для деформирования [25]. Когда
напряжение сдвига в них достигают присущей этим зернам
критической величины, то и в этих зернах начинается скольжение. В
конечном счете в пластическую деформацию вовлекаются все зерна.
Этим объясняют [1] отличие кривой упрочнения поликристаллов от
кривой упрочнения монокристаллов. У поликристаллических
металлов практически отсутствует стадия легкого скольжения
(рис. 8). В них уже после весьма небольших деформаций
(примерно около 1 % от общей деформации) сразу наступает
множественное
скольжение (т.е. скольжение практически
одновременно по нескольким системам скольжения) как в
Следовательно, пластическая деформация передается от зерна к зерну не
переходом скользящих дислокаций через границу, а как бы эстафетной
передачей деформации от зерна к зерну.
1
25
приграничных
областях,
так
и
в
теле
зерен.
Рис.8.
Кривые
деформационного
упрочнения
при
растяжении: 1 –
монокристалла; 2 –
поликристалла
(кривая практически
сразу начинается со
второй стадии)
Из рисунка видно также, что интенсивность упрочнения
поликристаллических металлов существенно больше, чем у
монокристаллов.
Так как в поликристаллическом металле зерна (вследствие
разной их кристаллографической ориентации) деформируются не
изотропно (не одновременно), то для сохранения неразрывности
(сплошности) между ними необходимо, чтобы интенсивность
изменения формы и взаимного пространственного положения одних
зерен
должны
быть
согласованы
с
деформационным
формоизменением и разворотом (поворотом) смежных (соседних) с
ними зерен. Это возможно лишь при реализации множественного
скольжения. Вследствие дислокационных скоплений у границ зерен
уже на ранних начальных стадиях деформирования металла, в
приграничных объемах зерен, раньше чем внутри тела зерна,
начинается множественное скольжение.
Полагают, что полную согласованность – аккомодацию1
(взаимную подстройку и вращение) деформирующихся зерен при
обычных
температурах2
обеспечивает
внутризеренное
дислокационное скольжение в основном из-за более интенсивной
локальной деформации в приграничных областях (по обе стороны от
Процесс приспособления (взаимной подстройки) одного деформируемого
зерна к деформации смежных с ним зерен без нарушения сплошности.
2
При температурах ниже эквикогезивной.
1
26
границ зерен), так как здесь действует большее число семейств
плоскостей скольжения1, чем вдали от них (в теле зерна).
Перемещение дислокаций в приграничных областях (вдоль границ)
приводит (обеспечивает) к смещению одного зерна относительно
другого. Однако чем больше участвует в деформации и само тело
зерна, тем легче реализуется деформация в приграничных областях и
возникающие у границ зерен концентрации напряжений ослабляются
за счет внутризеренной деформации. Совокупная пластическая
деформация в объеме (теле) зерен и в приграничных областях
собственно и
обеспечивает условия
для согласованного
формоизменения и взаимного вращения одних зерен относительно
других при сохранении сплошности (неразрывности) между ними.
Вопросы для самоконтроля
1. Что является причиной объединения атомов (ионов) в единое
целое в любом твердом теле?
2. Покажите на простейшем примере двух мысленно изолированных
соседствующих атомов картину взаимодействия и зависимость сил
межатомного взаимодействия.
3. Какое расстояние между атомами принимают за параметр
кристаллической решетки?
4. Что понимают под когезивной (теоретической) прочностью на
отрыв?
5. Какие законы межатомного взаимодействия проявляются сложнее
в реальном многоатомном теле, чем между двумя мысленно
изолированными атомами? От чего они зависят?
6. Прочность реальных технических металлов зависит только от сил
межатомного взаимодействия?
Полагают [27], что границы зерен сами являются источниками новых
дислокаций. Пластическая деформация в пластичных металлах, как правило,
развивается сначала вблизи границ зерен и затем распространяется в тело зерна.
Более того, предпочтительными местами, где раньше возникает поперечное
скольжение, также являются границы зерен. По данным [28] генерирование
дислокаций границами зерен обеспечивает достаточно существенный вклад в
общее приращение плотности дислокаций на начальных стадиях пластического
течения.
1
27
7. Какие дефекты кристаллического строения металлов являются
наиболее важными, количество и поведение которых прежде всего
определяют механические свойства кристаллических тел?
8. В металлах с дислокациями и другими дефектами
кристаллической решетки удается ли полностью реализовать
высокую природную прочность межатомной связи?
9. Что представляет собой дислокационная структура в
недеформированном отожженном монокристалле?
10. Какие стадии упрочнения наблюдаются при растяжении
отожженных монокристаллов металлов с ГЦК-кристаллической
решеткой и высокой степенью чистоты по отношению к примесям?
Охарактеризуйте их.
11. Чем объясняют быстрое деформационное упрочнение металлов
на второй стадии? Почему интенсивность прироста величины
упрочнения снижается на третьей стадии?
12. Как изменяется дислокационная структура металла по мере
развития пластической деформации?
13. Формирование какой дислокационной структуры является
предвестником разрушения металлов?
14. Чем отличается кривая упрочнения поликристалла от кривой
упрочнения
монокристалла?
Отличительные
особенности
пластической деформации в поликристаллических металлах по
сравнению с деформацией в монокристаллах.
15. Каким образом обеспечивается согласованность пластической
деформации между зернами и сохраняется сплошность
(неразрывность) между ними?
28
2. МЕХАНИЗМЫ ПОВЫШЕНИЯ ПРОЧНОСТИ
МЕТАЛИЧЕСКИХ МАТЕРИАЛОВ
Согласно
современным
представлениям,
прочность
металлических материалов, наряду с величиной сил межатомного
взаимодействия,
определяется
сопротивлением
движению
дислокаций (см. п.п. 1.2-1.4). Это сопротивление физически
оценивают величиной напряжения, которое необходимо приложить
для преодоления этого сопротивления, приведения дислокаций в
движение и дальнейшего поддержания (развития) деформации,
вплоть до разрушения нагружаемого тела. Величину такого
напряжения и принимают за прочность материала. Применяющиеся
для упрочнения металлических материалов методы основаны на
создании такого суб – и микроскопического структурного состояния,
которое обеспечивало бы максимальную задержку (блокировку)
движения дислокаций.
К основным механизмам упрочнения относят: увеличение
плотности дислокаций (дислокационное упрочнение); образование
твёрдых растворов (твёрдорастворное упрочнение); выделение из
твердых растворов высокодисперсных частиц второй (упрочняющей)
фазы (дисперсионное упрочнение); измельчение зерен и субзерен
(зернограничное упрочнение) и ряд других.
2.1. Дислокационное упрочнение
К этому способу относят диформационное упрочнение,
достигаемое при холодной пластической деформации. Причиной
деформационного упрочнения является повышение плотности
дислокаций, уменьшение среднего расстояния между дислокациями и
усиление их взаимодействия при деформировании (более подробно
см. п.п. 1.3 и 1.4).
Степень упрочнения резко увеличится, когда вследствие
пересечений, взаимодействия и перераспределения дислокационные
переплетения начнут образовывать непрерывную дислокационную
сетку, а на более поздних этапах – ячеистую структуру (см. п.п. 1.3,
рис. 6). В результате вновь возникающие при деформировании
металла и способные к перемещению дислокации вынуждены при
своем движение “пробираться” сквозь области с высокой плотностью
29
Механические свойства
дислокаций. При этом внутренние напряжения возрастают, работа
источников дислокаций по мере роста общей плотности дислокаций
затрудняется, дислокации становятся все менее подвижными, и
потому для дальнейшего деформирования металла необходимо все
время увеличивать прилагаемую внешнюю нагрузку (напряжения). К
моменту достижения наибольшего уровня прочности плотность
дислокаций в деформируемом металле возрастает с 108 до 1012 см -2.
Упрочнение металлов при холодной пластической деформации
называют наклёпом.
Наиболее
интенсивно
0, 2
характеристики
В
прочности возрастают на
начальных
стадиях
деформирования
(рис.
9).
С
дальнейшим
увеличением
степени
деформации
KCU
интенсивность прироста
прочности спадает.
С
увеличением
степени
деформации
предел текучести (σ0,2)
нарастает
быстрее
Степень деформации
временного сопротивления (σв). Обе характеристики у сильно
ε, %
деформированных
Рис. 9. Влияние степени деформации на
металлов сравниваются,
механические свойства
а
пластичность
и
вязкость становятся равными нулю. Такое состояние достигается при
плотности дефектов порядка 1012 и является предельным1; при
попытке продолжить деформирование металл разрушается2.
Практика показывает, что путем холодной пластической
деформации временное сопротивление удается повысить в 1,5...3
раза, а предел текучести в 3...7 раз [1]. Металлы с ГЦКкристаллической решеткой упрочняются сильнее металлов с ОЦКрешеткой и особенно с гексагональной.
1
2



Возможность перемещения дислокаций практически подавлена.
Такое состояние называют перенаклёпом.
30
29
2.2. Твердорастворное упрочнение монокристаллов
Напряжение сдвига
В материаловедении традиционно твердорастворное упрочнение
рассматривается в основном на монокристаллах двойных твердых
растворов1 со структурой гранецентрированного куба.
Установлено, что наблюдаемые на кривых деформации
монокристаллов чистых металлов три стадии деформационного
упрочнения (рис. 5) выявляются и на кривых деформации
монокристаллов твердых растворов [20]. Следовательно, основные
взаимодействия дислокаций в твердых растворах, приводящие к их
деформационному упрочнению, в значительной мере такие же, как и
в чистых металлах. Вместе с тем с увеличением концентрации атомов
растворенного элемента на кривых упрочнения наблюдаются
некоторые особенности: критическое напряжение сдвига τкр
отличается более высоким уровнем2; протяженность стадии легкого
скольжения и второй стадии линейного упрочнения увеличивается, а
третья стадия – стадия
динамического возврата –
начинается
при
более
высоких напряжениях (рис.
10).
Теоретический анализ
показал,
что
при
образовании
идеального
твердого
раствора
с
неупорядоченным
статистически равномерным
Деформация сдвига
распределением
атомов
Рис.10.
Кривые
деформационного изолированных
элемента,
упрочнения
монокристаллов
при растворенного
температуре испытания Т=2950К [20]: 1– когда поля напряжений из-за
никеля; 2–твердого раствора 40 % С в искажений решетки вокруг
никеле
них
не
большие,
а
На растворах из двух элементов (компонентов).
Чужеродные атомы, увеличивают искажения в кристаллической решетке
растворителя и возмущают электронную плотность [12,26,33]. В результате
изменяются межатомные расстояния и силы связи. Чем больше силы связи, тем
больше сила Пайерлса, тем сильнее торможение дислокаций.
1
2
32
расстояния между ними равны нескольким межатомным
расстояниям, упрочнение не велико, так как дислокации,
перемещаясь среди таких препятствий, хотя и колеблются подобно
натянутой струне, рассеивая энергию, при своем движении остаются
прямолинейными (рис. 11) и практически не встречают
сопротивления своему движению.
Статистически равномерное распределение растворенных
атомов признается теперь недостаточным для объяснения фактически
наблюдающегося упрочнения при образовании твердых растворов.
По мнению ряда авторов, полная неупорядоченность в
расположении атомов растворенного элемента в твердых растворах
встречается редко [20], по мнению других – в природе по всей
вероятности вообще не существует [17].
Решающее значение в повышении прочности при образовании
твердых растворов приписывают неравномерному распределению
растворенных атомов [17,20,22,29].
Обычно, особенно в концентрированных твердых растворах,
всегда существует некоторая степень возможности возникновения
ближнего локального порядка
атомы растворенного
(образования
группировок
компонента
атомов), при котором число
соседствующих атомов одного
сорта больше, чем при полном
беспорядке, так как
в
некоторых
случаях
атомы
одного сорта стремятся к
объединению1 [17,20,29]. В
этом случае, для начала
пластической
деформации
(начала
скольжения
дислокаций)
необходимо
дислокация
приложить повышенное (по
Рис.11.
Препятствия
в
виде
сравнению с чистым металлом)
изолированных примесных атомов
(стрелками
показано
направление внешнее напряжение. Однако
скольжения дислокации)
В случае, когда атомы одного сорта притягиваются друг к другу сильнее
атомов разных сортов. При этом такие скопления опять-таки сами могут
распределяться по объему кристаллической решетки беспорядочно, либо
располагаться в определенном порядке.
1
33
первые скользящие дислокации нарушают ближний локальный
порядок в своей плоскости скольжения, и потому последующие
перемещающиеся дислокации скользят точно так, как могли бы
скользить в полностью неупорядоченном растворе, т.е. дальнейшее
скольжение происходит как бы беспрепятственно [11,17].
По данным [17], порядок не должен быть особенно большим,
чтобы внести определенный вклад в упрочнение, т.е.должен быть не
больше определенного критического значения; выше этого значения
существование порядка невозможно, так как происходит фазовое
превращение с образованием сверхрешетки (сверхструктуры1) или с
образованием двухфазной структуры.
Механизмом, определяющим эффект упрочнения при
образовании твердых растворов, многие считают взаимодействие
растворенных атомов и дислокаций с образованием на дислокациях
“атмосфер” Коттрелла, Сузуки и др. Установлено, что атмосферы
существенно затрудняют
скольжение дислокаций и
для
деформирования твердого раствора необходимо прилагать более
высокие внешние нагрузки (напряжения), чем при деформировании
чистого металла (химического элемента).
Атмосферы Коттрелла, формирующиеся на нерастянутых (или
почти нерастянутых) дислокациях вследствие их упругого
взаимодействия с растворенными атомами, в результате которого
последние концентрируются (локализуются) в ядре или в
непосредственной близи от ядра дислокации2, как правило,
насыщаются небольшим количеством атомов примесей. Начиная уже
с нескольких сотых долей процента, эффект торможения скольжения
дислокаций такими атмосферами не зависит от дальнейшего
повышения концентрации растворенных атомов в сплаве.
При образование атмосфер Сузуки растворенные атомы
концентрируются на дефектах упаковки растянутых дислокаций3 еще
В твердом растворе возникает полная строгая закономерность в расположении
атомов разных сортов в кристаллической решетке (см. приложение 2).
2
И занимают малый объем.
3
Рассмотренные на лекциях виды дислокаций называют единичными или
полными. Полная дислокация может разделяться (диссоциировать) на
частичные. Две частичные дислокации, связанные между собой полосой
дефекта упаковки, называют растянутой дислокацией [12]. Дефектом упаковки
называют прослойку в кристаллической решетке с нарушенным чередованием
плотноупакованных атомных слоев в зоне дефекта.
1
34
и вследствие химического взаимодействия1. Для насыщения
атмосфер Сузуки, поскольку дефекты упаковки имеют сравнительно
большую протяженность и площадь (ширину), требуются уже
значительное количество растворенных атомов, вследствие чего в
плоскостях скольжения наблюдаются сильно искаженные участки
кристаллической решетки с повышенным уровнем полей внутренних
напряжений вокруг них. При этом чем резче растворенные атомы
будут отличаться по химической природе (электронному строению) и
по размерам от атомов металла – основы раствора2, тем большие
внешние напряжения необходимы для преодоления задерживающих
движения дислокаций сил (для деформирования раствора), т.е. тем
больше эффект упрочнения. Упрочняющий эффект, например, при
введении Ti и W в никель, очень велик, так как они имеют совсем
иное электронное строение, чем атомы никеля. Наоборот, Fe и Co
близки по своей природе к никелю и их упрочняющее действие мало
заметно. Торможение дислокаций атмосферами Сузуки сильно
зависит от концентрации растворенных атомов в растворе.
Критическое напряжение сдвига и сопротивление движению
дислокаций нарастают пропорционально повышению концентрации
растворенного элемента.
По данным [26] в концентрированных твердых растворах
замещения с ГЦК решетками главный фактор упрочнения – энергия
дефекта упаковки. В бинарных твердых растворах с неограниченной
растворимостью она всегда убывает с концентрацией раствора3
(рис.12). Снижение энергии дефекта упаковки затрудняет поперечное
скольжение4 дислокаций, что способствует удлинению как первой,
так и второй стадии деформации [22,26] и повышению коэффициента
упрочнения. По этой же причине динамический возврат (т.е. третья
стадия) с увеличением концентрации раствора начинается при все
более высоких внешних напряжениях [20]. Практика показала, что
Вообще между дислокациями и атомами растворенных элементов возможны
упругое, электрическое, химическое и геометрическое взаимодействия [34].
2
Тем больше поля внутренних напряжений вокруг них.
3
Точнее с электронной концентрацией – числом валентных электронов на атом
[26]. И потому растворение любого элемента замещения в любом чистом
металле понижает энергию дефекта упаковки на растянутых дислокациях [33].
4
Поперечное скольжение – переход винтовых компонент дислокаций
(винтовых дислокационных линий) при встрече с препятствием из одной
плоскости скольжения в другую.
1
35
среди твердых растворов с ГЦК-решетками сильнее упрочняются те у
которых энергия дефектов упаковки минимальна.
Таким образом, чем труднее протекает поперечное скольжение и
другие процессы, затрудняющие выход дислокаций из своих
плоскостей скольжения, тем
больше упрочнение.
Влияние
элементов,
А
образующих твердые растворы
замещения,
на
уровень
В
прочности обычно мало. В
α
разбавленных твердых растворах
твердорастворное
упрочнение
предел
особенно
эффективно
при
текучести введении элементов внедрения,
при которых эффект упрочнения
трение
решетки в 10 – 100 раз превышает
упрочнение в твердых растворах
1
энергия замещения [30].
При
повышенных
дефекта
атмосферы
упаковки температурах
Коттрелла рассасываются, но
температурное
воздействие
Содержание
практически
не
может
компонента В, %
разблокировать дислокацию с
Рис.12.
Зависимость
предела атмосферой
Сузуки.
текучести, трения решетки и энергии Следовательно, при повышенных
дефекта упаковки от состава сплавов температурах
упрочнение
из
компонентов,
образующих
твердых
растворов
непрерывный ряд твердых растворов
обеспечивается
в
большей
степени атмосферами Сузуки.
Так, в твердых растворах Ni – Cu блокировка дислокаций
атмосферами Сузуки сохраняется при повышении температуры до
7250 С. При низких температурах однако эффект блокировки
атмосферами Коттрелла примерно на порядок выше, чем
атмосферами Сузуки.
В поликристаллах примеси внедрения концентрируются еще и на границах
зерен, что не редко ослабляет связь между ними и вызывает межкристаллитное
разрушение.
1
36
2.3. Дисперсионное упрочнение
В параграфе 2.2. был рассмотрен механизм упрочнения сплавов
при полной взаимной растворимости в твердом состоянии
компонентов в них и структура которых представляла собой
однородный твердый раствор.
В данном параграфе рассматривается механизм упрочнения
сплавов с ограниченной растворимостью компонентов, в которых
один из компонентов (растворимый элемент) присутствует в
количестве, превышающем предельную растворимость его в
основном компоненте (растворителе) и пределы растворимости
которого уменьшаются с понижением температуры, вызывая при
старении выделение второй фазы в виде весьма дисперсных частиц из
пересыщенного твердого раствора, полученного закалкой1. В
промышленных сплавах вторая фаза чаще распределена внутри
основной фазы (матрицы). Упрочнение сплавов дисперсными
частицами второй фазы называют дисперсионным упрочнением.
Такой способ отличается высокой степенью упрочнения, уровень
которого в значительной мере зависит от природы второй фазы [20].
Каждая фаза2 таких сплавов из-за разных кристаллических
решеток имеет по обе стороны от их границ свои системы плоскостей
и направлений скольжения, в которой для смещения дислокаций
требуются разные критические напряжения сдвига. Частицы второй
фазы, кроме того , могут создавать вокруг себя участки с высокой
локальной концентрацией внутренних напряжений3, что также
ограничивает подвижность дислокаций, усиливая интенсивность
упрочнения. Движение дислокаций в сплавах с таким строением
оказывается более сложным, чем в сплавах с однородной структурой
твердого раствора.
Речь о сплавах, в которых возможны закалка без полимерного превращения с
последующим старением для оптимального выделения дисперсных частиц
второй фазы. Такой процесс нередко называют еще дисперсионным
твердением. В промышленности дисперсионное упрочнение применяется
наиболее часто.
2
Кроме зон Гинье-Престона.
3
Из-за несоответствия параметров кристаллических решеток частиц и матрицы
( в том числе и от типа решеток).
1
37
Частицы второй фазы по-разному влияют на сопротивление
движению дислокаций в зависимости от того, деформируются ли они
сами или нет [37].
К деформируемым относят зоны Гинье-Престона1, когерентные2
или частично когерентные выделении фаз, кристаллическая решетка
которых имеет идеальное упругое сопряжение с решеткой матрицы,
что обуславливает возможность скольжения дислокаций через их
тело. Многочисленные зоны Гинье-Престона, представляющие
скопления растворенных атомов, вызывающих местное изменение
периода решетки твердого раствора с возникновением внутренних
напряжений, затрудняют движение дислокаций. Для прохождения
дислокаций через зону и окружающую ее область с искаженной
решеткой требуется приложить более высокое напряжение.
Сопротивление перемещению дислокаций возрастает по мере
увеличения количества растворенных атомов в скоплениях [17].
На определенном этапе старения, когда концентрация
компонентов
достигнет
стехиометрического
соотношения3,
присущего какому-либо соединению, происходит перестройка
кристаллического строения – образуется новая фаза с иными
параметрами решетки, которая когерентно связанна с матрицей
(“маточным” твердым раствором). Такие фазы движущимися
дислокациями также “перерезаются” (дислокации при своем
движении проходят через тело второй фазы) [1,35,37].
Зона Гинье-Престона (Г.П.) возникают при распаде пересыщенного твердого
раствора и представляют собой весьма малые (Ø10...50 нм) объемы твердого
раствора с резко повышенной концентрацией растворенного компонента,
сохраняющие решетку растворителя [1], т.е. сопряжение решеток полное: все
атомные плоскости матрицы продолжаются в зонах сегрегации [26].
Образование зон происходит в процессе естественного и низкотемпературного
старения. Процесс старения, связанный с образованием зон Г.П. называют
зонным старением [32].
2
Две фазы считаются когерентными, если поверхности фаз на границе между
ними обладают подобным структурным и размерным соответствием их
атомных плоскостей [1,30], вследствие чего обеспечивается непрерывный
переход от решетки исходной фазы к решетке образующейся фазы (сопряжение
решеток частичное). В этом случае одни дислокации движущиеся из матрицы
могут перерезать частицу второй фазы, а другие – нет [26].
3
Стехиометрическое соотношение – численное соотношение между
количествами реагирующих веществ (выражается целыми числами).
1
38
Упрочнение сплава происходит в результате повышения
сопротивления перемещению дислокаций, возникающему при
перестройке межатомных связей внутри самих частиц (вызываемой
движением дислокаций по телу частиц) и образования новых
поверхностей раздела между частицами второй фазы и матрицей [37]
(рис. 13).
Скользящая
дислокация
Плоскость
скольжения
Рис. 13. Перерезание частицы скользящей дислокацией
Вносит свой вклад в упрочнение и взаимодействие полей
напряжений вокруг частиц с дислокациями. Эти механизмы играют
первостепенную роль, когда частицы чрезвычайно малы [17].
К недеформируемым относят некогерентные выделения
второй фазы 1. Потеря когерентности (нарушение на границах
между фазами порядка в расположении атомов) и идеального
сопряжения решеток между второй фазой и матрицей происходит
при термообработке сплавов на более поздних стадиях распада
пересыщенного твердого раствора и при более высоких
температурах процесс старения [30]. Во многих случаях такие
выделения являются или могут при каком-то уровне прилагаемых
для
деформации
напряжений
быть
непреодолимыми
препятствиями для перемещающихся дислокаций. Они блокируют
скольжение прямо (препятствуют прохождению дислокаций
непосредственно через, тело частиц) и косвенно – через
взаимодействие полей напряжений вокруг дислокаций с полями
напряжений вокруг частиц второй фазы [35], вследствие чего,
скольжение дислокаций возможно (и идет) только в матрице [2].
Когда движущиеся дислокации в процессе течения сплава
наталкиваются на недеформируемые частицы второй фазы, они
Решетка включений сильно отличается от решетки матрицы и произвольно
ориентирована. Такие включения считаются более “жесткими” (прочными)
[30], являются сильными препятствиями и не перерезаются перемещающимися
дислокациями [26].
1
39
1
2
3
4
5
6
Рис. 14. Движение дислокаций в твердом растворе с наличием второй фазы:
этапы 1,2,3,4 – последовательность прохождения 1-й дислокации; этапы 5,6 –
результат прохождения второй дислокации
обходят их (“протаскиваются” между ними) скольжением 1 по
матрице (рис.14).
При встрече с такими включениями вначале под действием
внешнего приложенного напряжения происходит изгиб дислокации с
образованием двух выступов (рис.14, этап 2), движущихся навстречу
друг другу. После смыкания выступов (этап 3) происходит “разрыв”
дислокации. Оставшаяся большая часть дислокации продолжает
движение за препятствиями, а меньшие части образуют вокруг
включений дислокационные петли – кольца (этап 4)2. Такое движение
дислокации сопровождается еще дополнительным увеличением
искажений в решетке матрицы. Преодолевать такие препятствия,
огибая их, дислокации могут лишь при повышении уровня
прилагаемых внешних напряжений, так как для увеличения длины
дислокации при ее изгибе, образования выступов, петель вокруг
включений и новых искажений в решетке матрицы требуются
дополнительные энергетические затраты. Очевидно, чем больше
препятствий такого рода встретит движущаяся дислокация, тем
большее прилагаемое напряжение требуется для ее перемещения, так
1
2
Возможен обход и переползанием.
Механизм Орована.
40
как
больше
будет
образовываться
изгибов,
выступов,
дислокационных петель и искажений в решетке.
Каждая последующая движущаяся дислокация, проходя
(“проталкиваясь”) между частицами, оставляет вокруг каждой из них
еще
по дислокационной петле (рис.14,5,6).
Продолжающийся при деформации рост ожерельев вокруг
частиц из числа взаимооталкивающихся1 дислокационных петель
вызывает в области вокруг частиц возникновение сильных полей
упругих внутренних напряжений и затрудняет проталкивание
(прохождение) между частицами новых, подходящих от источника,
дислокаций. Когда поля напряжений, создаваемые дислокационными
ожерельями, перекроют расстояния между частицами и окажутся по
величине больше величины напряжений, вызывающих скольжение
дислокаций, дислокации будут остановлены (заблокированы)2. С
этого момента в плоскости скольжения перед частицами начнут
создаваться скопления (нагромождения) из заблокированных
дислокаций. Эти нагромождения дислокаций и ожерелья из
дислокационных петель в плоскости скольжения создают
напряжения, обратные по знаку напряжениям, действующим на
источники дислокаций и обеспечивающим их работу (генерирование
новых дислокаций). Когда величина первых окажется больше
величины напряжений, необходимой для работы источника, их
работа будет также заблокирована. В итоге упрочнение сплава
существенно возрастет.
Последующее увеличение величины прилагаемых напряжений
для продолжения деформации сплава вызывает либо сдвиг (срез)
частиц3, либо их разрушение4 [17]. Тенденция к срезу или
разрушению возрастает при понижении температуры деформации.
Так как дислокационные петли одинакового знака.
Очевидно, с уменьшением расстояний между частицами для проталкивания
дислокаций между ними потребуется повысить прилагаемые внешнее
напряжение.
3
Одна часть частицы сдвигается относительно другой, но так как
кристаллическая решетка частицы отличается от решетки матрицы, ее
перерезание сопровождается сильным торможением движущихся дислокаций.
4
Концентрация напряжений может оказаться достаточной для зарождения
микротрещин.
1
2
41
2.4. Вклад в упрочнение межзеренных и субзеренных границ
Межзеренные
и
субзеренные
границы
в
любом
поликристаллическом теле являются неотъемлемым элементом их
структуры (в том числе и в гомогенных1 – однофазных сплавах). Они
представляют собой поверхности раздела, по обе стороны от
которых кристаллические решетки различаются пространственной
ориентацией.
Границы между зернами, как уже отмечалось в параграфе 1.4,
являются
эффективными
барьерами
(препятствиями)
для
перемещающихся дислокаций вследствие того, что правильность в
расположении атомов на границах нарушена, а еще и потому, что по
другую сторону границ (в смежных зернах) кристаллическая
решетка имеет иную пространственную ориентацию. Поскольку
перемещающиеся дислокации не могут пройти (“просочиться”)
через границы зерен, передача деформации от зерна к зерну
происходит эстафетным путем. Возникающие у границ от скопления
заторможенных дислокаций напряжения, (рис.7) упруго передаются
в соседние (смежные) зерна. Когда уровень их превысит τ кр
(напряжение “старта”)2 в смежных зернах, в них возбуждаются и
приводятся в действие (активизируются) внутризеренные источники
дислокаций и эти зерна начнут деформироваться.
Так как границы зерен затрудняют развитие скольжения и
передачу деформации от зерна к зерну, становится ясным, почему
макропластическая деформация в поликристаллических телах
внешне обнаруживается при более высоких прилагаемых внешних
напряжениях, чем в монокристаллах.
Эффективность границ зерен как препятствий для
распространения деформации от зерна к зерну определяется еще и
степенью несовпадения ориентации плоскостей скольжения по обе
стороны от границ, что в первую очередь связанно с увеличением
Гомогенный (греч) – одинаковый по составу, строению, свойствам.
Величина τкр в смежных зернах, из-за неблагоприятной кристаллографической
ориентировки плоскостей скольжения, по величине, как правило, больше, чем
τкр в деформирующемся вначале зерне с благоприятной ориентировкой к
действующим напряжениям.
1
2
42
прирост предела
текучести (∆σТ)
угла разориентировки кристаллических решеток 1, в исходном
(первоначальном) состоянии зерен.
Чем больше угол разориентировки зерен, тем больше степень
несовпадения ориентации плоскостей скольжения, тем больше
общее сопротивление поликристаллических тел деформации
(рис.15).
Определенное влияние на упрочнение оказывает и то, что
отдельные участки границ
при нагружении уже на
начальных
стадиях
пластического течения тел
могут
сами
испускать2
дислокации в смежные зерна
и усиливать тем самым
локализацию деформации в
микрообъемах этих зерен, а
также приводить к большему
накоплению
плотности
дислокаций в них, а потому
угол разориентировки (град.) при равных (эквивалентных)
величинах
деформации
Рис.15. Прирост предела текучести с
монокристалла и отдельного
увеличением угла разориентировки
зерна поликристаллического
зерен [34]
тела плотность дислокаций в
зерне всегда выше, чем в
монокристалле. Следовательно, и общее сопротивление деформации
больше.
Естественно, что протяженность межзеренных границ и
вероятность числа несовпадений ориентации плоскостей скольжения
в смежных зернах тем больше, чем мельче зерна. С ростом
протяженности границ растет и число потенциальных источников
дислокаций. Очевидно, вследствие более высокой скорости
зарождения и накопления дислокаций в зернах мелкозернистые
материалы
быстрее упрочняются и имеют больший уровень
прочности, чем крупнозернистые на одной и той же стадии
пластического течения.
1
2
В угловых градусах.
Действовать как источник дислокаций.
43
При рассмотрении механизмов упрочнения следует учитывать и
то, что внутренние объемы самих зерен представляют собой
микроучастки неоднородные (не “монолитные”), т.е. микроучастки
не обладающие строгим кристаллическим строением (порядком в
расположении атомов) по всему объему. Зерна состоят из отдельных
блоков (субзерен)1, кристаллографические атомные плоскости в
которых развернуты относительно друг друга на небольшой угол 2
(рис.16). Границы между блоками также являются препятствиями
(барьерами) для свободного перемещения дислокаций из одного
блока в другой.
Для примера на рис.16 приведена граница между блоками
(показано стрелкой  ), представляющая собой группировку
одноименных (одного знака)
Блок 1
Блок 2
краевых
дислокаций,
выстроившихся по вертикали
одна над другой, образуя так
называемую дислокационную
“стенку”3. Атомное строение
блоков по обе стороны от
п.с.2
границы
симметрично,
вследствие чего плоскости
п.с.1
скольжения продолжают друг
друга в обоих блоках с
небольшим
поворотом
Рис.16. Движение дислокаций через
симметричную границу наклона между (изгибом) на границе.
Поскольку
дислокации,
блоками
входящие в состав границ
сильно взаимодействуют друг с другом, они менее свободны в своем
индивидуальном движении, чем свободные (изолированные)
дислокации внутри самих блоков. Движение дислокаций в пределах
В технической литературе нет пока четко установившейся качественной
разницы между понятиями “блок”, “полигон”, “субзерно”.
2
Порядка нескольких угловых минут (и не более 10) [12].
3
Границу такого строения называют симметричной границей наклона.
Существуют субграницы и другого рода: несимметричные границы наклона и
границы кручения (см. прилож. 3).
1
44
блока представляет собой элементарный акт сдвига в почти
совершенной решетке1, но оно усложняется на границе.
Если дислокация 1 движется по плоскости скольжения (п.с.1), в
которой на ее пути в границе отсутствует неподвижная дислокация то
приблизившись к границе дислокация 1, вступая во взаимодействие с
дислокациями, расположенными на границе выше и ниже ее
плоскости скольжения, будет притянута и остановлена на границе
между блоками в положении 2. Однако она может продолжить
движение в следующий (второй) блок, но для этого требуется
повысить внешнее сдвигающее напряжение, во-первых, чтобы
“вырвать” ее из стенки, а во-вторых, чтобы преодолеть
сопротивление движению, возникающего из-за менее благоприятной
ориентировки плоскостей скольжения в смежном блоке. Чем больше
угол разориентировки между блоками, тем большие внешние
напряжения требуются, чтобы дислокация из положения 2 смогла
продолжить перемещение во втором блоке.
Другая ситуация складывается с движением дислокации 3, на
пути движения которой на границе в плоскости скольжения п.с.2
находится неподвижная дислокация 4. При подходе дислокации 4 она
будет остановлена и будет отталкиваться от нее как от дислокации
одинакового знака. По мере подхода следующих дислокаций и
остановки их в этой же плоскости скольжения перед дислокацией 4
они начнут скапливаться, образовывать вокруг скопления поле
упругих напряжений величиной, пропорциональной количеству
дислокаций в скоплении и оказывать давление на дислокацию 4.
Когда величина напряжений этого поля достигнет критического
значения, дислокация 4 будет “вытолкнута” из границы и станет
перемещаться во втором блоке, т.е. произойдет эстафетная передача
скольжения (деформации) от блока 1 к блоку 2.
Аналогичные процессы протекают и в других плоскостях
скольжения рассматриваемых блоков, а также и в других смежных
блоках (субзернах).
Таким образом, деформация субзерен связана либо с
непосредственным скольжением одних и тех же дислокаций из
одного блока в другой, либо движущиеся дислокации при подходе к
границе вытесняют расположенные на их пути дислокации из самой
В пределах блока (субзерна) решетка имеет строение, наиболее близкое к
идеальному; оно нарушено лишь вакансиями, дислоцированными атомами
металла – основы, атомами чужеродных примесей, отдельными единичными
дислокациями.
1
45
границы, которые и осуществляют скольжение (сдвиг) в смежных
блоках1.
Важнейшим свойством рассмотренных границ (симметричных
границ наклона) является их подвижность. Они сами могут легко
перемещаться при коллективном (кооперативном) скольжении всех
дислокаций, входящих в границу ( в “стенку”). Однако чем сложнее
строение границ и больше угол разориентировки кристаллической
решетки между субзернами, тем сильнее торможение движущихся
дислокаций, тем больше величина упрочнения
При несимметричных границах наклона и границ кручения –
границы скользить не могут из-за непараллельности плоскостей
скольжения составляющих их дислокаций, что в большей мере
увеличивает сопротивление материала деформации [12].
1
Реально эти процессы более сложны, чем описаны.
46
Вопросы для самопроверки
1. Перечислите основные механизмы упрочнения металлических
материалов.
2. Что является причиной деформационного (дислокационного)
упрочнения? Во сколько раз может возрасти предел прочности и
предел текучести в результате дислокационного упрочнения? Какова
плотность дислокаций в металле при достижении предельного уровня
прочности?
3. Что понимают под наклепом и перенаклепом?
4. Как изменяется прочность с изменением химического состава в
бинарных сплавах с неограниченной растворимостью компонентов и
почему? Что является главным и решающим фактором повышения
прочности при образовании твердых растворов?
5. В сплавах какой природы возможен механизм дисперсионного
упрочнения за счет второй фазы? Какой природы могут быть частицы
второй фазы? Какова последовательность изменения их природы?
6. Как происходит скольжение при деформации тела, когда
дислокация при своем движении наталкивается на деформируемые
дисперсные частицы второй фазы? Частицы какой природы относятся
к деформируемым?
7. Объясните механизм перемещения дислокаций, когда они на пути
своего движения встречают недеформируемые частицы второй фазы?
Частицы какой природы относят к недеформируемым?
8. Почему по мере прохождения одной дислокации за другой между
дисперсными частицами второй фазы, сопротивление движению
каждой последующей дислокации непрерывно возрастает?
9. В чем заключается особенность пластической деформации в
поликристаллических металлах? Может ли движущаяся дислокация
при деформации перейти из одного зерна в другое (смежное) зерно?
Каков механизм передачи деформации от зерна к зерну через
границу?
10. Почему плотность дислокаций в каждом отдельном зерне
поликристаллического металла больше, чем в монокристалле?
Почему макроскопическая деформация поликристаллического
металла внешне обнаруживается только при более высоких
прилагаемых внешних напряжениях.
47
11. Какой поликристаллический металл прочнее: мелкозернистый
или крупнозернистый? Почему?
12. Субграницы каких видов могут наблюдаться в зернах? Являются
ли субграницы препятствиями на пути перемещающихся дислокаций
и одной из причин упрочнения металла? Возможен ли выход
дислокаций из субграниц?
13. Могут ли субграницы сами целиком кооперативно
перемещаться по телу зерна? Что является важнейшим свойством
симметричных субграниц наклона?
14. Перечислите все факторы, увеличивающие сопротивление
движению
дислокаций,
а
следовательно,
способствующие
упрочнению металлических материалов?
15. Происходит
ли
пластическая
деформация
в
поликристаллическом металле одновременно во всех зернах и
почему?
16. Может ли движущаяся дислокация перейти из одного зерна в
другое?
48
3. КОММЕНТАРИИ К ПРИРОДЕ И МЕХАНИЗМАМ
ПОВЫШЕНИЯ ПРОЧНОСТИ
Максимально возможной прочностью, соответствующей
расчетным (теоретическим) значениям1, мог ли бы обладать
совершенно бездефектные металлы, имеющие идеально построенную
кристалическую решетку во всех их частях, что позволило бы
полностью реализовать силы межатомной связи, определяющие
сопротивляемость
металлических
тел
деформированию
и
2
разрушению . Но реальные (технические) металлические материалы в
своем кристаллическом строении содержат большое количество
разного рода дефектов (вакансии, дислоцированные атомы металлаосновы, чужеродные атомы примесей, дислокации, границы зерен и
субзерен), и потому не удается полностью реализовать в них
потенциально высокую природную прочность межатомной связи.
Прочность реальных металлов составляет лишь очень малую долю
теоретической прочности. Даже самые, казалось бы прекрасно
очищенные от примесей и отожженные реальные монокристаллы, в
своем строение содержат от 104 до 105 см-2 дислокаций.
Экспериментально определенные их пределы текучести оказались в
1000 раз меньше теоретических значений [1]. Это связывают с
большой подвижностью дислокаций и отсутствием сопротивления их
движению, так как при общей дислокационной плотности 104...106 см2
на единицу объема кристалла дислокаций приходится немного, и
потому многие из них легко перемещаются вдоль плоскостей
скольжения, расположенных в участках кристалла с совершенной
кристаллической решеткой. Такие металлы остаются пластичными
даже при весьма низких температурах.
Вместе с тем установлено, что если металл предварительно
подвергался холодной пластической деформации, то при повторном
Теоретическая (расчетная) прочность при разделении кристалла с идеальным
кристаллическим строением путем отрыва одной его части от другой
составляет ~0,1Е [9], где Е – модуль упругости материала, используемый как
косвенный показатель сил межатомной связи.
2
В практике прочность, близкую к теоретическим значениям, удалось получать
пока на почти бездефектных чрезвычайно малых размеров нитевидных
кристаллах (“усах”). Из-за малых размеров такие кристаллы имеют в технике
ограниченное применение.
1
49
его деформировании необходимо уже прилагать напряжения,по
величине превышаюшие напряжение, вызвавшие первоначальную
деформацию. Это явление назвали “наклепом”, деформационным
упрочнением1.
Прямые наблюдения2 за развитием изменений дислокационной
структуры в процессе пластической деформации чистейших
монокристаллов показали, что деформационное упрочнение, главным
образом, начинает резко возрастать с началом множественного
(турбулентного) скольжения дислокаций, сопровождающегося
лавинообразным образованием новых дислокаций, накоплением их в
металле с уменьшением средних расстояний между ними3 и
образованием
сложных
дислокационных
переплетений
(конфигураций, дислокационных “ансамблей”), блокирующих
перемещение движущихся дислокаций4. Движение дислокаций
становиться
затруднительным.
Чем
больше
окажется
заблокированных
дислокаций,
отдельных
подвижных
их
группировок, тем выше сопротивление металла деформированию,
тем больше, следовательно, и его упрочнение.
С еще большим увеличением на более поздних стадиях
деформирования плотности дислокаций и формирования по всему
объему кристалла ячеистой структуры с непрерывными
дислокационными субграницами, пронизывающими плоскости
скольжения на разных уровнях, создается еще большее
сопротивление движению для скользящих дислокаций и их
подвижных группировок. Чем труднее при этом протекает и
поперечное скольжение (и переползание5) дислокаций из
Деформационное упрочнение происходит лишь в случае, если температура
деформации низка по сравнению с температурой плавления (обычно ниже
(0,3...0,4) Тпл, где Тпл – температура плавления металла, К).
2
Электронномикроскопические исследования дислокационной структуры.
3
Уменьшение расстояний между дислокациями приводит к сокращению
длинны “свободных” участков линий дислокаций, которые могут стать
источниками генерирования новых дислокаций (т.е. к увеличению числа
источников).
4
По данным [22] еще до образования дислокационных конфигураций
источником упрочнения является и простое пересечение дислокаций,
скользящих по разным системам скольжения.
5
При обычных температурах переползание дислокаций возможно под
воздействием очень больших напряжений.
1
50
заблокированных для скольжения плоскостей, тем больше
дислокационное (деформационное) упрочнение. По мере развития
деформации, когда силы взаимодействия между дислокациями и
дислокаций с дислокационными группировками становятся больше
внешних прилагаемых сил (обычно при плотности дислокаций
(1012...1013 см-2) перемещение дислокаций и их группировок
становится
невозможным,
прекращается
(подавляется)
1
функционирование и источников дислокаций . Возникающие при
этом внутренние концентрации напряжений вокруг дислокационных
скоплений оказываются настолько большими, что делает
невозможным дальнейшее деформирование материала – материал
становится малопластичным – характеристики пластичности и
вязкости его снижаются до нулевых значений. Попытка продолжить
деформацию ведет к разрушению материала2.
Таким образом, одно из существенных явлений, наблюдаемых в
деформируемых металлах, – это их упрочнение (наклеп) в процессе
холодной пластической деформации вследствие повышения
плотности дислокаций, изменения и усложнения дислокационной
структуры,
ограничивающих
подвижность
или
полностью
блокирующих движение дислокаций. Другими словами, ограничение
любого движения дислокаций является причиной деформационного
(дислокационного) упрочнения металлов и падения их пластичности.
Согласно современным представлениям, прочность металлов
оценивают теперь как характеристику суммарного сопротивления
движению дислокаций (сопротивления сдвигу). Физически это
сопротивление оценивают величиной прилагаемого напряжения,
которое необходимо приложить при испытании металла для
преодоления сопротивления движению дислокаций.
В
основе
рассмотренных в пособии других механизмов упрочнения
металлических материалов также лежит процесс образования и
ограничения движения дислокаций, возникающий не только
вследствие взаимодействия дислокаций друг с другом, но и
вследствие взаимодействия дислокаций с атомами примесей или
растворенных легирующих элементов (с чужеродными атомами),
Блокирование функционирования источников дислокаций также является
одной из причин деформационного упрочнения.
2
Такое явление называют перенаклепом материала.
1
51
дислокаций с дисперсными частицами второй фазы, дислокаций с
границами зерен и субзерен.
Взаимодействия чужеродных атомов с дислокациями лежат в
основе дислокационной теории твердорастворного упрочнения.
Значительное ограничение (торможение) движения дислокаций в
твердых растворах достигается при самопроизвольном образовании
сегрегаций (скоплений) чужеродных атомов на дислокациях металла
– основы, так называемых атмосфер Коттрелла, Сузуки и др.1
Скорость движения (перемещения) дислокаций с атмосферами
Коттрелла зависит от скорости диффузии примесных атомов,
образующих атмосферу, так как примесные атомы могут следовать за
движущимися по кристаллу дислокациям лишь диффузионным
путем. При очень малых скоростях скольжения дислокаций2,
соизмеримых со скоростью диффузии примесных атомов, атмосфера
перемещается вместе с дислокацией и не оказывает сопротивления ее
движению. При скоростях, больше скорости диффузии примесных
атомов, атмосферы не поспевают3 в процессе скольжения за
дислокациями и сила притяжения атмосфер к дислокациям тормозит
(снижает скорость) перемещения дислокаций, что обусловливает
повышение сопротивления металла сдвигу (деформированию).
Следовательно, чем меньше подвижность дислокаций с атмосферами,
тем выше прочность сплава. Замедленное передвижение дислокаций
вместе с атмосферами продолжается до тех пор, пока прилагаемые
внешние напряжения не достигнут величины4, при которой
дислокации освобождаются (отрываются) от атмосфер и могут в
дальнейшем скользить под действием уже несколько меньших сил,
чем те, которые требовались для отрыва дислокаций от атмосфер.
Большее упрочнение достигается при образовании атмосфер
Сузуки. Поданным [26] главным фактором упрочнения при этом
Более высокий уровень прочности твердых растворов по сравнению с
чистыми металлами обусловливается еще и повышенной плотностью
дислокаций в них, возникающей в процессе получения и формирования
кристаллов (количество дислокаций зависит от чистоты металла и способа его
получения) [22].
2
Скорость скольжения (движения) дислокаций главным образом зависит от
величины прилагаемых внешних напряжений.
3
Не могут легко мигрировать за дислокациями.
4
Величина напряжений, при которых происходит отрыв дислокаций от
атмосфер, зависит от сил связи примесных атомов с дислокациями.
1
52
является энергия дефектов упаковки. С повышением концентрации
растворенных (легирующих) элементов эта энергия, как правило,
снижается, что сопровождается затруднением поперечного
скольжения растянутых дислокаций1 и оно может быть продолжено
только при увеличении прилагаемых для деформирования нагрузок.
Чем резче чужеродные атомы отличаются по химической природе
(электронному строению) и по размерам от атомов металла – основы
и чем больше их концентрация, тем больше искажения2 в решетки
они вызывают, тем в большей мере они ограничивают движение
дислокаций. Упрочняющий эффект, например, при введение Ti и W в
никель очень велик, так как их атомы имеют иное электронное
строение, чем атомы никеля. Наоборот, атомы Fe и Co близки по
своей природе к атомам никеля и их упрочняющее действие мало
заметно.3
Тормозящее действие атмосфер Коттрелла, особенно с
примесными атомами внедрения, проявляется в большей мере при
низких
температурах
деформирования.
При
повышенных
температурах вследствие усиления диффузионных процессов
атмосферы Коттрелла рассасываются, но температурное воздействие
практически не может разблокировать дислокации с атмосферами
Сузуки, особенно при большой ширине дефектов упаковки. Поэтому
при повышенных температурах прочность твердых растворов в
большей степени обеспечивается атмосферами Сузуки.
Практикой установлено, что влияние элементов, образующих
твердые растворы замещения, на уровень прочности обычно мало, и
потому при создании сплавов требуются большие концентрации
легирующих элементов, что экономически нецелесообразно [37].
В двуфазных дисперсионно упрочненных сплавах процесс
скольжения (движения) дислокаций более сложен, чем в сплавах с
однородной структурой твердого раствора. Механизм упрочнения в
них (кроме рассмотренных в параграфе 2.2 причин) связывают
прежде всего с “нанизыванием” дислокационных петель (колец) на
дисперсные частицы второй фазы и степенью заполнения ими
Легирование изменяет (увеличивает) ширину дефектов упаковки растянутых
дислокаций.
2
А следовательно возникают и большие поля напряжений.
3
Уровень твердорастворного упрочнения зависит и от сил межатомной связи
растворенных атомов с дислокациями.
1
53
межчастичных
пространств.
Образующиеся
ожерелья
из
дислокационных колец, окаймляющих частицы, создают вокруг
частиц участки высокой локальной концентрации напряжений,
значительно
ограничивающих
подвижность
последующих
движущихся
дислокаций
(т.е.
эффективность
торможения
дислокаций усиливается). Чем больше в структуре сплава объемная
доля второй фазы и дисперснее ее частицы, тем меньшими
оказываются межчастичные расстояния, тем большего уровня
напряжения требуются для “проталкивания” движущихся дислокаций
между частицами, тем больше, следовательно, сопротивление
сплавов деформированию (т.е. тем больше дефект упрочнения).
Однако при слишком малых межчастичных расстояниях дислокации
уже не проталкиваются (“не протаскиваются”) между частицами и
при своем движении под действием большего уровня прилагаемых
напряжений вынуждены срезать или разрушать частицы второй фазы,
снижая тем самым эффект упрочнения, котороый можно было
достичь в сплаве.
Экспериментально установлено, что максимальное упрочнение
двухфазных сплавов в результате дисперсионного упрочнения
достигается только при оптимальном количестве, размере частиц и
межчастичном расстоянии между ними1. Предел текучести их может
быть увеличен в 10 раз по сравнению с пределом текучести сплавов
со структурой однородного твердого раствора [36].
При увеличении размера частиц второй фазы и, особенно,
межчастичных расстояний2 прочность сплавов снижается, так как
дислокации в таком случае, огибая при своем движении частицы, без
существенного сопротивления проходят большие участки между
частицами, свободные от тормозящего действия напряжений,
существующих вокруг частиц.
Упрочнение поликристалических металлов в процессе
деформирования, кроме дислокационного механизма, теснейшим
образом связано еще с разориентировкой зерен, с особенностями
строения и протяженностью их границ. Вклад этих факторов в
упрочнение тем больше, чем больше протяженность границ и больше
Величина упрочнения зависит еще от природы фазы (типа кристаллической
решетки, сил межатомных связей; деформируемые или недеформируемые
фазы).
2
Такое явление наблюдается при перестаривании сплавов.
1
54
зерен с различной кристаллографической ориентацией (т.е. чем
больше препятствий движению дислокаций). Поликристаллические
тела с мелким зерном оказываются, поэтому намного прочнее
крупнозернистых. Например, уменьшение размера зерна в железе в
10 раз приводит к повышению прочности в 3 раза [22,34].
Границы зерен действуют не только как препятствия
движущимся дислокациям, но и одновременно отдельные их участки
могут стать дополнительными источниками новых, подвижных,
дислокаций, что благоприятно сказывается на пластичности
материала. Чем мельче зерно, тем больше источников дислокаций,
тем больше число подвижных дислокаций, тем металл более вязок.
По данным [35] уменьшение размеров зерна повышает разрушающее
напряжение (прочность) на большую величину, чем предел
текучести, и вязкости их выше (рис.17).
55
d, мм
d-1/2, мм-1/2
Рис.17. Зависимость прочности низкоуглеродистой стали при -1950С от
размера зерна [35]: 1 – разрушающее напряжение; 2 – предел текучести;
3 – деформация до разрушения
Уникальной особенностью границ зерен является и то, что
поперечное
скольжение
дислокаций
при
деформировании
1
развивается преимущественно вблизи границ, что ослабляет
блокировку дислокаций и сопровождается релаксацией (снижением
уровня) напряжений в местах их концентрации и сохранением в
определенной степени пластичности и вязкости материала во время
его деформирования [28,34]. Массовость поперечного скольжения
дислокаций будет наблюдаться больше в мелкозернистом материале,
чем в крупнозернистом, и потому измельчение зерна приводит
обычно к одновременному повышению прочности и вязкости, а также
к увеличению сопротивления хрупкому разрушению [35].
1
Особенно на начальных стадиях деформации.
56
Оценка полного влияния размера зерна осложняется наличием в
зернах субструктуры. Субструктура вносит дополнительный эффект в
упрочнение материала. Субграницы субзерен также могут испускать
дислокации и тем самым способствовать релаксации внутренних
напряжений. Важнейшим качеством субграниц определенного
строения (малоугловых границ наклона) является еще возможность
их коллективного (кооперативного) перемещения (скольжения) всех
дислокаций, входящих в субграницы наклона, и проницаемость
границ для движущихся дислокаций [28]. Поэтому чем больше общая
фрагментация строения, тем почти всегда выше прочность и вязкость
металла одновременно [34,35].
При рассмотрении влияния границ на прочность металла трудно
отделить влияние самих границ от влияния растворенных в нем
примесей, неизбежно скапливающихся на границах и в приграничных
областях [22,35], так как хотя бы в ничтожных количествах, примеси
всегда присутствуют в реальных металлах1. Влияние границ на
прочность чистейшего металла оказывается несравненно меньше, чем
их положительное влияние на пластичность и вязкость его.
Таким образом, зависимость прочности и пластичности от
размера зерна существенна для “загрязненных” металлов [35]. В
поликристаллах сверхвысокой чистоты лучшую вязкость имеют
крупнозернистые металлы [35].
Примеси неизбежно попадают в металлы, поскольку современные технологии
их производства не позволяют получать совершенно чистые от примесей
металлы.
1
57
ЗАКЛЮЧЕНИЕ
Прочность, МПа
Современные
теории
уровень
прочности
реальных
металлических материалов увязывают с плотностью дефектов
кристаллического строения и со степенью ограничения (торможения)
подвижности дислокаций.
Установлено, что влияние плотности дислокаций на прочность
металлов неоднозначно. Прочность минимальна при критической
плотности дислокаций 106...108 см-2 (рис.18). Прочность возрастает
как с уменьшением, так и с увеличением плотности дефектов.
Так, прочность практически бездефектных реально полученных
чрезвычайно малых размеров нитевидных монокристаллов (“усов”) –
очень высока и приближается к расчетным (теоретическим)
значениям.
В
данном
случае
14000 расчетная
удалось
практически
13360 “усов”
почти полностью
реализовать
Технически
высокий уровень
чистый
природных
сил
металл
межатомной
упрочненный
связи.
металл
~250
С
другой
стороны,
прочность
108
Плотность дефектов, см-2
возрастает и при
Рис.18. Изменение прочности железа с увеличением увеличении
в
плотности дефектов. Сплошная линия – реально металле
реализованная прочность в технических материалах
плотности
дефектов свыше
8
-2
10 см . Оказывается, что с ростом в металле плотности дислокаций
сверх указанного уровня, его сопротивление деформированию (а
следовательно и прочность) тем больше, чем больше в металле
содержится заторможенных (заблокированных) дислокаций и больше
подавленных (заблокированных) источников дислокаций, которые
могли бы генерировать новые подвижные (“свободные”) дислокации.
58
Следовательно, все то, что затрудняет (препятствует) перемещению
дислокаций и подавляет работу источников дислокаций, вызывает
повышение сопротивления материалов деформированию (повышает
его прочность). В технике это реализуется за счет дислокационного
(деформационного) упрочнения, измельчения зерна и увеличения
фрагментации строения, твердорастворного и дисперсного
упрочнения.
Отметим, что уровень прочности металлических материалов
находится в прямой зависимости от их внутреннего строения и
химического состава, что в основе упрочнения лежит либо получение
почти бездислокационного (бездефектного) материала, либо создание
“тонкой” внутренней структуры (строения) и такой плотности и
устойчивого
распределения
дислокаций,
определяющих
минимальную подвижность дислокаций. Наиболее радикальным
методом повышения прочности является получение бездефектных
материалов. Однако технически наиболее доступным пока является
второй метод.
Сильное ограничение подвижности дислокаций сопровождается
резким снижением пластичности и вязкости материалов, а,
следовательно, и их надежности. Поэтому стремясь создавать в
процессе упрочнения эффективные препятствия (барьер), тормозящие
движущиеся дислокации, необходимо одновременно стремиться
обеспечивать либо очень частые равномерное (оптимальное) их
распределение в объеме (что бы между ними не могли разместиться
опасные скопления дислокаций и не возникала в этих местах
концентрация напряжений), либо делать барьеры полупроницаемыми,
которые при определенных условиях создавали бы тормозящее
действие, а при возникновении концентрации (опасных пиковых)
напряжений обеспечивали бы релаксацию (снижение уровня) этих
напряжений путем передачи деформации в смежные микрообъемы.
59
СПИСОК ИСПОЛЬЗОВАННОЙ
И РЕКОМЕНДУЕМОЙ ЛИТЕРАТУРЫ
**1. Арзамасов, Б.М. Материаловедение: учеб. для вузов / Б.Н.
Арзамасов, В.Н. Макарова, Г.Г. Мухин [и др.]: под общ. ред. Б.Н.
Арзамасова, Г.Г. Мухина. – 5-е изд., стер. – М.: Изд-во МГТУ им.
Н.Э. Баумана, 2003. – 648 с.
*2. Лахтин, Ю.М. Материаловедение: учеб. для высш. техн.
учеб. завед. – 3-е изд., перераб. и доп. / Ю.М. Лахтин, В.П.Леонтьева.
– М.: Машиностроение, 1990. – 528 с.
3. Трофимова, Т.Н. Курс физики: учеб. пособие для вузов / Т.Н.
Трофимова. – М.: Высш. шк., 1994. – 542 с.
4. Коровин, Н.В. Курс общей химии // учеб. для вузов / Н.В.
Коровин [и др.]; под ред. Н.В. Коровина. – М.: Высш. шк., 1981. – 431
с.
*5. Владимиров, В.Н. Физическая природа разрушения металлов
/ В.Н. Владимиров. – М.: Металлургия, 1984. – 280 с.
*6. Бокштейн, С.З. Строение и свойства металлических сплавов /
С.З. Бокштейн. – М. : Металлургия, 1971. – 496 с.
7. Большая советская энциклопедия. Т. 21. – М. : Советская
энциклопедия, 1975.
8. Розенберг, В.М Основы жаропрочности металлических
материалов / В.М. Розенберг. – М. : Металлургия, 1973. – 328 с.
9. Колмогоров, В.Л. Пластичность и разрушение / В.Л.
Колмогоров [и др.]. – М. : Металлургия, 1977. – 336 с.
*10. Мельников, В.П. Пластическая деформация, возврат и
рекристаллизация: учеб. пособие / В.П. Мельников. – 2-е изд., стер. –
Брянск: БГТУ, 2000. – 36 с.
11. Новиков, И.И. Дефекты кристаллического строения
металлов: учеб. пособие для вузов / И.И. Новиков. – 2-е изд., испр. и
доп. – М.: Металлургия, 1975. – 208 с.
*12.
Новиков,
И.И.
Кристаллография
и
дефекты
кристаллической решетки: учеб. для вузов / И.И. Новиков, К.М.
Розин. – М.: Металлургия, 1990. – 336 с.
*
Литература, рекомендуемая студентам для дополнительного изучения.
60
13. Екобори, Т. Физика и механика разрушения и прочности
твердых тел: [пер. с англ.] / Т. Екобори. – М.: Металлургия, 1971. –
264 с.
14. Механизмы упрочнения твердых тел / пер. Л.И. Гомозова [и
др.]: под ред. Б.Н. Арзамасова [и др.]. – М.: Металлургия, 1965. –
367 с.
15. Павлов, В.А. Физические основы холодной деформации
ОЦК металлов / В.А. Павлов. – М.: Наука, 1978. – 208 с.
16. Лихачев, В.А. Континуальная теория дефектов / В.А.
Лихачев [и др.]. – Л.: Ленинград. ун-т, 1968. – 236 с.
17. Механизмы упрочнения твердых тел / пер. с англ Л.И.
Гомозова [и др.]: под ред. М.Л. Берштейна. – М.: Металлургия, 1965.
– 367 с.
18. Иванова, В.С. Разрушение металлов / В.С. Иванова. – М.:
Металлургия, 1979. – 168 с.
19. Иванова, В.С. Синергетика: Прочность и разрушение
металлических материалов / В.С. Иванова. – М.: Наука, 1992. – 160 с.
20. Физическое металловедение: В 3 ч. Ч. 3. Дефекты
кристаллического строения, механические свойства металлов и
сплавов. / под ред. Р. Кана. – М.: МИР, 1968. – 484 с.
21. Коттрелл, А.Х. Дислокации и пластические течения в
кристаллах.: [пер. с англ.] / под ред. А.Т. Рахштадта / А.Х. Коттрелл.
– М.: Металлургия, 1958. – 267 с.
22. Бернштейн, М.Л. Термомеханическая обработка металлов
сплавов. В 2 т. Т. 1. Термомеханическая обработка сплавов. / М.Л.
Берштейн. – М.: Металлургия, 1968. – 596 с.
23. Новиков, И.И. Теория термической обработки: учеб для
вузов. – 3-е изд.,испр. и доп. / И.И. Новиков. – М.: Металлургия, 1978.
– 392 с.
24. Лихачев, В.А. Введение в теорию дисклинаций / В.А.
Лихачев [и др.]. – Л.: Ленинград. ун-т, 1975. – 183 с.
25. Научные основы материаловедения: учеб. для вузов / Б.Н.
Арзамасов [и др.] – М.: Изд-во МГТУ им. Н.Э. Баумана, 1994. – 366 с.
26. Штремель, М.А. Прочность сплавов. В 2 ч. Ч. II.
Деформация: учеб. для вузов / М.А. Штремель. – М.: МИСИС, 1997. –
527 с.
27. Мак-Лин, Д. Механические свойства металлов / Д. Мак-Лин.
– М.: Металлургия, 1965. – 261 с.
61
28. Гордиенко, Л.К. Субструктурное упрочнение металлов и
сплавов / Л.К. Гордиенко. – М.: Наука, 1974. –223 с.
29. Физическое металловедение. В 3 ч. Ч. 3. Атомное строение
металлов и сплавов. / под ред. Р. Канна. – М.: МИР, 1967. – 333 с.
30. Солнцев,
Ю.П.
Специальные
материалы
в
машиностроении: учеб. для вузов / Ю.П. Солнцев [и др.]. – СПб.:
Химиздат, 2004. – 640 с.
31. Коттрелл, А.Х. Строение металлов и сплавов: [пер. с англ.]:
под ред. М.Л. Берштейна / А.Х. Коттрелл. – М.: Металлургия, 1959. –
288 с.
32. Гуляев, А.П. Металловедение: учеб. для вузов. – 6-е изд.,
перераб. и доп. / А.П. Гуляев. – М.: Металлургия, 1986. – 544 с.
33. Штремель, М.А. Прочность сплавов. В 2 ч. Ч. I/ Дефекты
решетки: учеб. для вузов / М.А. Штремель. 2-е изд. – М.: МИСИС,
1999. – 384 с.
34. Бернштейн, М.Л. Механические свойства металлов: учеб.
для вузов / М.Л. Бернштейн, В.А. Займовский. – М.: Металлургия,
1979. – 495 с.
35. Разрушение. В 6 т. Т. 6. Разрушение металлов / пер. с англ.
В.А. Займовского [и др.]: под ред. М.Л. Бернштейна. – М.:
Металлургия, 1967. – 496 с.
36. Григорьев, А.К. Термомеханическое упрочнение стали в
заготовительном производстве / А.К. Григорьев, Г.Е. Коджаспиров. –
Л.: Машиностроение, 1985. – 143 с.
37. Пикеринг, Ф.Б. Физическое металловедение и разработка
сталей: [пер. с англ.] / Ф.Б. Пикеринг. – М.: Металлургия, 1982. –
184 с.
62
ПРИЛОЖЕНИЯ
63
ПРИЛОЖЕНИЕ 1
Плотность дислокаций для металлов в разных состояниях [11]
Состояние металла
Тщательно выращенный массивный
монокристалл очень высокой чистоты
Отожженный обычный монокристалл
Отожженный поликристалл
Металл после сильной холодной деформации
Плотность
дислокаций, см-2
<103
104 ...106
107 ...108
1011 ...1012
ПРИЛОЖЕНИЕ 2
Пример кристаллической решетки твердого раствора
замещения с полностью упорядоченным расположением атомов
двух химических элементов
Кристаллическую
решетку, представленную на
рис.
1,
называют
сверхрешеткой
(сверхструктурой). Решетка
такого вида в твердых
растворах возможна только
при
совершенно
определенном и простом
соотношении
атомов,
образующих
раствор
компонентов (например: 1:1
Рис. 1. Схема сверхрешетки твердого
(CuZn); 3:1 (Cu3Au) и др.)
раствора из двух компонентов
[31].
Естественно,
что
сверхрешетка образуется не
во всех твердых растворах, являющихся гомогенными при
определенных соотношениях атомов. Образование сверхрешеток
зависит от определенного типа действующих в растворах
межатомных сил.
Пластическая деформация в сверхрешетке по своей природе
близка к деформации чистых металлов [17].
64
ПРИЛОЖЕНИЕ 3
Другие виды субзеренных границ внутри одного зерна
На рис. 1 и 2 представлены простейшие дислокационные модели
иного строения малоугловых (субзеренных) границ.
Рис.1 Несимметричная
граница наклона
Рис.2 Граница кручения
Строение несимметричной границы более сложное, чем
строение симметричной границы (см.2, рис.16). Несимметричную
границу наклона образуют две серии краевых дислокаций разной
ориентации, плоскости скольжения которых не параллельны (в
рассматриваемом случае расположены практически под 90°).
Граница кручения образована сеткой двух
взаимоперпендикулярных рядов винтовых дислокаций (на рис.2
черные кружки обозначают атомы ниже плоскости границы, а
светлые – выше ее).
65
ОГЛАВЛЕНИЕ
ПРЕДИСЛОВИЕ ........................................................................... 3
Глава 1. ФИЗИЧЕСКАЯ ПРИРОДА ПРОЧНОСТИ ................... 4
1.1. Межатомное взаимодействие и предполагаемая
прочность ....................................................................................... 4
1.2. Дислокации в металлах и их влияние на прочность ..... 9
1.3. Пластическая деформация и деформационное
упрочнение реальных монокристаллов высокой степени
чистоты.................................................................................... 12
1.4.Пластическая деформация и деформационное
упрочнение поликристаллических металлов ........................ 21
Вопросы для самопроверки .......................................................... 25
Глава 2. МЕХАНИЗМЫ ПОВЫШЕНИЯ ПРОЧНОСТИ
МЕТАЛИЧЕСКИХ МАТЕРИАЛОВ ............................................ 27
2.1. Дислокационное упрочнение .......................................... 27
2.2. Твердорастворное упрочнение ....................................... 29
2.3. Дисперсионное упрочнение ............................................ 34
2.4. Вклад в упрочнение межзеренных и субзеренных
границ ...................................................................................... 38
Вопросы для самопроверки .......................................................... 43
Глава 3. КОММЕНТАРИИ К ПРИРОДЕ ПРОЧНОСТИ И
МЕХАНИЗМАМ ЕЕ ПОВЫШЕНИЯ .......................................... 45
ЗАКЛЮЧЕНИЕ ............................................................................. 53
СПИСОК ИСПОЛЬЗОВАННОЙ И РЕКОМЕНДУЕМОЙ
ЛИТЕРАТУРЫ .............................................................................. 55
ПРИЛОЖЕНИЯ ............................................................................. 58
Приложение 1. Плотность дислокаций для металлов в
разных состояниях .................................................................. 59
Приложение 2. Пример кристаллической решетки
твердого
раствора
замещения
с
полностью
упорядоченным расположением атомов двух химических
элементов ................................................................................ 59
Приложение 3. Другие виды субзеренных границ внутри
одного зерна ............................................................................ 60
66
ВАЛЕНТИН ПАВЛОВИЧ МЕЛЬНИКОВ
Физическая природа
и механизмы повышения прочности
Редактор издательства Л.Н. Мажугина
Компьютерный набор А.И. Сафронов, В.В. Маслов
Иллюстрации В.П. Мельников
Темплан 2007 г., п.14
Подписано в печать
Формат 60×84 1/16. Бумага офсетная. Офсетная
печать. Усл. печ.л. Уч.-изд.л.
Тираж 160 Заказ
Издательство Брянского государственного технического университета
241035, г.Брянск, бульвар им.50-летия Октября 7,тел. 58-82-49
Лаборатория оперативной полиграфии БГТУ, ул. Институтская, 16