Бунин К.П., Баранов А.А. Металлография

Подождите немного. Документ загружается.

Слабодеформированные металлы начинают рекристаллизо-

ваться при более высоких температурах. Рекристаллизация может

происходить и при пониженных температурах, если длительность

выдержки велика. Очистка металлов снижает температуру начала

рекристаллизации, увеличивает скорость роста зерен. Механизм

влияния

примесей, по-видимому, аналогичен рассмотренному

раньше для собирательной рекристаллизации.

Когда растущие при первичной рекристаллизации зерна

соприкасаются, происходит выравнивание границ и укрупнение

зерен. Собирательная и вторичная рекристаллизации особенно

заметны, если длительность отжига превышает время, необходи-

мое для завершения первичной рекристаллизации. Рекристалли-

зованные зерна

могут

иметь и одинаковую ориентацию (текстуру

рекристаллизации). Это наблюдается, например, в железе, меди,

алюминии. В чистом алюминии текстура рекристаллизации совпа-

дает

с текстурой деформации.

Зависимость величины рекристаллизованных зерен от степени

деформации и температуры отжига обычно выражают графически

в виде диаграмм рекристаллизации. При их построении длитель-

ность отжига принимают постоянной (~1 ч). На рис. 77, а при-

ведена диаграмма рекристаллизации чистого железа.

Наряду с рекристаллизацией при нагреве деформированного

металла происходит и зарастание трещинок (спекание). Для

полного их устранения необходимы высокие температуры и дли-

тельные выдержки.

ВЛИЯНИЕ

ТЕМПЕРАТУРЫ И СКОРОСТИ

ДЕФОРМАЦИИ

НА СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА МЕТАЛЛОВ

Металлы и сплавы подвергаются деформации и при темпера-

турах,

лежащих выше температуры рекристаллизации. В этих

условиях формирующаяся в процессе деформации

структура

изме-

няется.

Благодаря возврату и рекристаллизации, сопровождаю-

щим деформацию, металл разупрочняется. В этом

случае

деформа-

цию называют горячей.

Температурная граница

между

горячей и холодной деформа-

цией,

так же как и температура рекристаллизации, не является

строго определенной. В легкоплавких металлах рекристаллиза-

ция

проходит и при температуре ниже 0° С. Для них пластическая

деформация при комнатной температуре является горячей. Однако

деформация тугоплавких металлов

даже

при относительно высоких

температурах (например, вольфрама при

1000—1100°

С) приводит

большому упрочнению и является холодной. Положение темпе-

ратурной границы горячей и холодной деформации зависит от

скорости деформирования. Процессы, с которыми связано разу-

прочнение,

требуют

времени. Если его недостаточно, в металле,

несмотря на высокую температуру деформации, частично или

141

полностью сохранится искаженность кристаллической решетки

он окажется в упрочненном состоянии. Это необходимо учиты-

вать при энергичной ковке, штамповке, непрерывной прокатке,

когда металл быстро переходит из одного деформирующего устрой-

ства в

другое.

Для характеристики структуры, образующейся при горя-

чей деформации, также строят диаграммы рекристаллизации

(рис.

77, б), показывающие зависимость величины зерна от степени

температуры деформации. Изменение температуры и скорости

деформации сказывается на сопротивлении металла пластической

деформации.

С повышением температуры для деформации тре-

буются меньшие напряжения, способность металла упрочняться

ослабляется. Объясняется это тем, что возникающие при взаимо-

действии дислокаций микродефекты частично устраняются, а со-

хранившиеся — без особого

труда

преодолеваются движущимися

дислокациями.

Происходящее в

следах

скольжения упрочнение

быстро снимается, они разупрочняются и становится возможной

дальнейшая деформация.

Уменьшение скорости деформации аналогично повышению

температуры. При малых скоростях дислокации успевают преодо-

левать препятствия путем восхождения. Вероятность образования

скоплений

уменьшается, связанный с ними коэффициент упрочне-

ния

при медленной деформации невысок.

Часть избыточных вакансий, образовавшихся при восхожде-

нии

краевых дислокаций, оседает на различных дефектах и со-

здаются поры. Обычно поры образуются на межзеренных грани-

цах, чему способствует смещение одних зерен относительно

других

при

деформации. Это может привести к разрушению металла,

если внешняя нагрузка

действует

при повышенных температурах

длительно. Как указывалось выше, такую деформацию называют

крипом

или ползучестью. Заметного упрочнения при этом не

происходит. В

результате

возврата и рекристаллизации металл

разупрочняется и деформируется при постоянном напряжении.

Сопротивление ползучести можно повысить благодаря созданию

материале тонкой субзеренной структуры и дисперсных вклю-

чений

второй фазы, играющих роль препятствий для дислокаций.

Получение стабильной структуры, не испытывающей разупрочне-

ния

во время эксплуатации под нагрузкой, используют при созда-

нии

жаропрочных материалов.

Скорость криповой деформации и приложенные напряжения

связаны

уравнением

где /С

— коэффициент пропорциональности, учитывающий влия-

ние

температуры, природу металла и

другие

фак-

торы.

142

Значение т определяется процессом, контролирующим ско-

рость движения дислокаций. Если она определяется сопротивле-

нием

решетки металла, т = 2, если скоростью переползания

дислокаций, т = 4.

Криповая

деформация металлических поликристаллов частично

происходит и в

результате

смещения одних зерен относительно

других.

Таким образом, повышенные температуры и малые скорости

деформации способствуют равномерному распределению следов

деформации в металле. При понижении температуры и увеличении

приложенных напряжений деформация становится неравномер-

ной.

В этих условиях следы скольжения сильно упрочняются

в непосредственной близости к ним деформации не происходит.

Напряжения,

необходимые для быстрого скольжения,

могут

оказаться достаточными и для двойникования. Часто наблюдается

хрупкое разрушение. Подобным образом

действует

и понижение

температуры. Большинство металлов переходит при этом в

хруп-

кое состояние (явление хладноломкости).

В последнее время применяется высокоскоростное деформиро-

вание с использованием импульсных нагрузок. Микроскопиче-

ская

картина скольжения в деформированных ударом металлах

в принципе не отличается от описанной выше. Наблюдается повы-

шенная

склонность к двойникованию, происходит упрочнение

увеличивается склонность к хрупкому разрушению. Характер-

ной

особенностью этой деформации является то, что распростра-

нение

ударной волны превышает скорость дислокаций. Если

скорость

удара

превысит критическую, пластичность металла

резко падает: пластическая деформация концентрируется в месте

удара

и металл здесь разрушается.

ЛИТЕРАТУРА

Ван Бюрен. Дефекты в кристаллах. Изд-во ИЛ, 1962.

Горелик С. С. Рекристаллизация металлов и сплавов. Изд-во «Металлур-

гия», 1967.

о т т р е л л А. X. Дислокации и пластическое течение в кристаллах. Метал-

лу ргиздат, 1957.

О д и н г И. А. Теория дислокаций в металлах и ее применение. Изд-во АН

СССР,

1959.

«Роль дислокаций в упрочнении и разупрочнении металлов». Сб. Изд-во

«Наука»,

1965.

«Успехи

физики металлов». Сб. т. II. Металлургиздат, 1958.

«Физические основы прочности и пластичности металлов». Сб. Металлургиздат,

1963.

Глава

ПОЛИМОРФНЫЕ

ПРЕВРАЩЕНИЯ

МЕТАЛЛАХ И СПЛАВАХ

В полиморфных металлах, помимо структурных изменений,

не связанных с перестройкой решетки, возможны фазовые пре-

вращения,

обусловленные переупаковкой атомов. Такая поли-

морфная

перекристаллизация происходит и в сплавах, содержа-

щих твердые растворы. Возможна она и в промежуточных фазах.

ПОЛИМОРФНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В МЕТАЛЛАХ

В полиморфных металлах упаковка атомов, обеспечивающая

минимальное значение термодинамического потенциала в одних

условиях, становится нестабильной в

других.

В этом

случае

при

изменении температуры и давления происходит полиморфное

превращение. Модификации полиморфного металла, переходя-

щие одна в

другую

с повышением температуры, обозначают бук-

вами а, р, у, б.

На

рис. 78 показаны диаграмма фазового равновесия и изме-

нение

термодинамического потенциала полиморфного металла

в твердом состоянии при постоянном давлении. В области темпе-

ратур, лежащих выше Т

, стабильна ^-модификация, поскольку

она

обладает меньшим термодинамическим потенциалом. Модифи-

кация

существует

в этих условиях лишь в метастабильном состоя-

нии.

При Т <; Т

стабильна упаковка атомов, присущая а-модифи-

кации,

поскольку ее термодинамический потенциал ниже, чем

^-модификации.

При Т = Т

обе модификации имеют одинаковые

термодинамические потенциалы и стабильно сосуществуют. Пере-

ходы

одной модификации в

другую

происходят при изменении

давления и температуры. Снижение, например, температуры ниже

приведет к

переходу

^-модификации в а. Повышение темпе-

ратуры выше Т

вызывает превращение модификации а в р.

Термодинамический потенциал металла при этих превращениях

снижается.

Перекристаллизация полиморфных металлов имеет много об-

щего с кристаллизацией: она также происходит в

результате

обра-

зования

зародышей и последующего роста новой фазы. Фазовые

превращения в твердом состоянии имеют, однако, и особенности,

поскольку исходная фаза не жидкая, а кристаллическая.

J44

Первая

особенность связана с изменением удельного объема

металла. Если при затвердевании объемные изменения заметно

не

влияют на образование зародышей вследствие текучести (по-

датливости) расплава, то при перекристаллизации их роль велика.

Изменение

объема металла сопровождается деформацией исход-

ных и образующихся фаз, для чего требуется дополнительная

энергия.

Благодаря этому энергетический стимул превращения —

разность термодинамических потенциалов — уменьшается на ве-

личину энергии деформации.

Рис.

78. Диаграммы фазовых состояний

(вверху)

и термодинами-

ческие потенциалы (внизу) металла с двумя (а) и тремя (б) поли-

морфными

модификациями

Вторая особенность фазовых превращений в твердых металлах

связана

с меньшей, чем в жидкости, подвижностью атомов. Ско-

рость диффузии в жидких металлах на несколько порядков выше,

чем в

твердых.

Поэтому при одинаковой разности химических

потенциалов (AJJ.) рост кристаллов в

результате

индивидуальных

переходов атомов происходит быстрее в жидком металле, чем

твердом. Это различие особенно заметно, если полиморфное

превращение происходит при температурах значительно ниже

точки плавления.

Указанные особенности фазовых превращений в твердом со-

стоянии

приводят к

тому,

что перекристаллизация происходит

при

больших отклонениях от равновесных температур, чем кри-

сталлизация.

Сказываются они и в том, что модификации

могут

длительно существовать в метастабильном состоянии.

145

Рассмотрим полиморфное превращение металла, диаграмма

равновесия которого приведена на рй"с. 78, а. В исходном состоя-

нии

при Т = Т

металл находится в модификации |3. При

охлаж-

дении

ниже температуры Т

модификация р* становится метаста-

бильной

и появляются зародыши а-модификации. Величина пере-

охлаждения (AT = Т

— Т

), требующегося для появления за-

родышей а, зависит от

структуры

металла и содержания примесей.

Общее изменение термодинамического потенциала (AZ) при

образовании зародыша модификации а

= Z

+ Z

, (84)

где Z

' — разность термодинамических потенциалов (3- и а-моди-

фикаций;

— поверхностная энергия зародыша;

Zd — энергия деформации.

Здесь, как и в уравнении (4),

= — Аут. (85)

Разность

химических потенциалов Дц = |Лр — \i

(рис. 78, а),

а число атомов в зародыше

где V — объем зародыша;

— объем, приходящийся на атом зародыша.

увеличением переохлаждения AT разность химических по-

тенциалов увеличивается.

Величина поверхностной энергии зародыша определяется про-

изведением

удельного

межфазового натяжения (7а-р) и общей

поверхности зародыша (S):

Ya-pS.

(86)

Это натяжение зависит от взаимной ориентации кристаллов.

В кристаллических решетках а- и ^-модификаций можно найти

такие атомные плоскости и направления, по которым обе решетки

хорошо сопрягаются. Небольшое различие межатомных расстоя-

ний

в месте соприкосновения кристаллов приводит к

упругому

искажению решетки и появлению в отдельных

участках

дислока-

ций

или скоплений вакансий.

Энергия

деформации, с которой связано появление зародыша,

определяется упругими свойствами и разницей

удельных

объемов

обеих модификаций. Если разница

удельных

объемов фаз (объем-

ный

эффект полиморфного превращения) AV, то энергия де-

формации

= PAV, (87)

где Р — давление на межфазной поверхности,

146

Используя уравнения (84)—(87), можно определить размеры

зародышей, для образования которых требуется минимальная

энергия.

Они и

будут

наиболее вероятными. Из термодинамиче-

ского анализа

следует,

что зародыши должны иметь не сфериче-

скую, а дискообразную или иглообразную форму, обеспечиваю-

щую минимальное значение суммарной энергии поверхности

раздела и деформации.

Необходимая для гомогенного зарождения флуктуация

энер-

гии настолько велика, что оно в твердых металлах обычно не

•• •% ••••••

• • а

Рис.

79.

Схема

нормального (а) и упорядоченного (б) полиморфного

превращения (по Г. В.

Курдюмову)

встречается. Прежде чем переохлаждение (или перегрев) достигнет

значения,

при котором становится возможным гомогенное зарожде-

ние,

зародыши возникают в дефектных

участках:

на поверхности

кристаллов, в скоплениях дислокаций или вакансий, на включе-

ниях

примесей, на дефектах упаковки. Если же дефектов в поли-

морфном

металле мало или они обладают недостаточной избыточ-

ной

энергией, исходная модификация сильно переохлаждается.

Особенно сильно переохлаждаются бездефектные нитевидные

кристаллы.

Зарождение на свободной поверхности исходных кристаллов

не

требует

энергии деформации. Образующиеся здесь зародыши

ос-фазы

имеют дискообразную форму и напоминают описанные

разделе кристаллизации металлов двухмерные зародыши.

Изменение

термодинамического потенциала при этом составит

ЯГ

(Уа

+ Уа-

-Тр), (88)

где г и h — радиус и высота дискообразного зародыша а-фазы;

Та

Ъ — поверхностное натяжение а- и р-фаз.

Как

видно из уравнения (88), образование зародыша на сво-

бодной поверхности сопровождается и небольшим увеличением

147

поверхностной энергии. В порах и трещинах, имеющихся внутри

кристаллов, зарождение также облегчается. Эффективными

могут

быть и включения примесей.

Эффективность линейных и поверхностных дефектов объяс-

няется уменьшением работы образования зародышей (по сравне-

нию с гомогенным зарождением) на величину, равную избыточной

энергии используемой части дефекта.

В дефектных участках облегчены и необходимые для пере-

стройки решетки перемещения атомов, что также способствует

образованию и росту здесь зародышей.

Влияние объемных изменений проявляется и при росте кри-

сталлов. Если напряжения, возникающие на межфазной поверх-

ности в процессе полиморфного превращения, не успевают релак-

сировать, рост кристалла может приостановиться. Особенно велика

роль объемных изменений при полиморфном превращении олова,

обусловленном изменением типа межатомных связей.

Белое олово ((З-Sn) имеет тетрагональную упаковку атомов

металлический тип связи. Серое (a-Sn) — алмазоподобную,

с малым координационным числом и ковалентной связью. При

превращении р

—>

а объем олова увеличивается на 25% и, не-

смотря на то, что температура равновесия Т

обеих модификаций

18° С, с заметной скоростью превращение проходит лишь при

—20°

С. На поверхности кристаллов белого олова появляются

серые бугорки модификации a-Sn. Внутри же кристаллов белого

олова a-модификация не обнаруживается. После пластической

деформации, приводящей к накоплению дефектов, скорость по-

лиморфного, превращения возрастает и a-Sn появляется внутри

кристаллов р\

Скорость роста U

кристаллов новой модификации зависит

от переохлаждения. Если рост происходит в

результате

индиви-

дуальных переходов атомов, указанную зависимость можно ха-

рактеризовать уравнением (25), полученным для кристаллизации.

увеличением переохлаждения AT растет разность химических

потенциалов Дц. и U

увеличивается. Однако с понижением тем-

пературы уменьшается диффузионная подвижность атомов. При

больших переохлаждениях это уменьшение перекрывает влияние

переохлаждения на Ац. и рост кристаллов замедляется; на кривой

зависимости U

от AT появляется ниспадающая ветвь (см.рис.24,б),

которой нет на кривых кристаллизации металлов. Если быстрым

охлаждением удается предотвратить превращение (3

—>

а вплоть

до низких температур (например Т

, см. рис. 78, а), то высоко-

температурная модификация длительно

существует

в переохлаж-

денном состоянии. При Т = Т

стабильной является а-модифика-

ция,

однако из-за малой скорости полиморфного превращения

^-модификация

сохраняется в метастабильном состоянии.

В некоторых металлах (Li, Co, Zr, Fe и др.) полиморфное

превращение происходит и при низких температурах, при которых

148

диффузионная подвижность атомов невелика. Осуществляется

оно,

однако, не нормальным, а сдвиговым путем. В этом

случае

переходы атомов из одной модификации к

другой

оказываются

взаимосвязанными (кооперативными). Такое полиморфное пре-

вращение называют сдвиговым. Поскольку оно не является тер-

мически активируемым и проходит с большой скоростью при тем-

пературах, близких к 0° К, его называют и атермическим.

В основе сдвигового механизма превращения лежит упорядо-

ченная

(когерентная) перестройка решетки. Нормальной меж-

фазной

границы, характеризующейся искаженной и рыхлой

упаковкой атомов, не возникает. Решетки обеих модификаций

сопряжены (припасованы). Упорядоченное размещение атомов на

границе возможно только при определенной ориентации сопря-

гающихся решеток (см. рис. 79). В табл. 3 указаны кристалло-

графические ориентации при сдвиговом превращении некоторых

металлов.

ТА

БЛИЦА

ОРИЕНТИРОВКА ФАЗ ПРИ СДВИГОВЫХ ПРЕВРАЩЕНИЯХ

ЧИСТЫХ

МЕТАЛЛОВ

Металл

Железо

Кобальт

Цирконий

Литий

Натрий

Темпера-

тура

рав-

новесия

модифика-

ций, °С

910

425

865

—195

—236

(111)

(НО)

(ПО)

Взаимная

ориентировка

параллельных

плоскостей

Г. Ц. К.

О. Ц. К.

1(110)0.

ц. к.

(0001)

г. п.

(0001)

г. п.

(0001)

г. п.

(0001)

г. п.

[ПО] г.

направлений

ц. к. || [111] о. ц. к.

ц. к. ||

[1120]

г. п.

—

При

сдвиговом переходе одной модификации в

другую

атомы

перемещаются на небольшие расстояния, меньшие межатомных.

Детально эти перемещения изучены в кобальте. При Т >

425°

в кобальте стабильна г. ц. к. модификация ({5-Со), ниже

425°

С —

г. п. модификация (а-Со). Обе упаковки

могут

быть представлены

как

чередующиеся, одинаковым способом упакованные атомные

слои. Переход одной упаковки в

другую

можно осуществить, если

плотноупакованный атомный слой сместить параллельно, окта-

эдрической плоскости (111) р*-Со из положения в в положение а.

Такие смещения необходимо производить на каждом втором

слое.

149

Схематически это выглядит следующим образом (стрелками

указаны перемещения слоев):

абв

аб. . .

результате

смещения чередование атомных слоев, характер-

ное для г. ц. к. упаковки атомов

абвабвабваб.

. ., превратится

в чередование

абабабаба.

. ., присущее г. п. решетке. К таким

смещениям

могут

привести частичные дислокации с соответствую-

щим вектором сдвига. Перемещение частичной дислокации в пло-

скости (111) Р-Со переводит атомный слой из положения в в а.

Необходимые для превращения одной решетки в

другую

атом-

ные перемещения

могут

быть результатом действия однополюсного

источника дислокаций Франка—Рида (см. рис. 70, б). При каждом

обороте вокруг неподвижной дислокации частичная дислокация

переходит в

другую

плоскость, параллельную первой, но удален-

ную от нее на расстояние, равное

двум

межплоскостным расстоя-

ниям.

Подобный механизм полиморфного превращения сходен

с механизмом деформационного двойникования. Как и при двой-

никовании,

переход атомов в новое положение осуществляется

перемещением частичных дислокаций. Перемещающаяся дислока-

ционная

линия оставляет за собой слой атомов, переведенный

в новое положение, присущее двойнику (двойникование) или

а-модификации (полиморфное превращение). При каждом обороте

частичная дислокация покидает плоскость скольжения, в которой

совершила сдвиг, и переходит в

другую

плоскость, параллельную

первой. Если при двойниковании частичная дислокация перехо-

дила в каждый следующий атомный слой, то при превращении

г. ц. к. в г. п. упаковку переход осуществляется через атомный

слой. Эти переходы из одной плоскости в

другую

происходят

благодаря

тому,

что неподвижная (полюсная) дислокация является

винтовой с вектором сдвига, равным удвоенному межплоскостному

расстоянию. Таким образом, частичная дислокация скользит по

некоторой спиральной поверхности, превращая г. ц. к. в г. п.

упаковку. Во время сдвигового превращения в кобальте резко

увеличивается плотность дислокаций.

В некоторых металлах полиморфное превращение может про-

исходить обоими путями. При малых переохлаждениях реали-

зуется нормальный механизм, при больших — сдвиговый. У же-

леза, например, небольшое переохлаждение ниже Т

= 910° С

150