Золотаревский В.С. Механические свойства металлов
Подождите немного. Документ загружается.
условиях
облегчается
множественное
и
поперечное
скольжение,
что
особенно
важно
для
поли-кристаллов.
Следует
отметить,
что
эффективная
блокировка
достаточно
большого
количества
дис
локаций
за
счет
образования
примесных
атмосфер
Котгрелла
воз
можна
даже
при
очень
низких
концентрациях
инородных
атомов
(10·2-10-3
%).
Атмосферы
Сузуки
насыщаются
при
концентрации
инородных
атомов,
равной
нескольким
атомным
процентам.
По
этому
влияние
блокировки
дислокаций
проявляется
и
в
сплавах,
и
в
нелегированных
металлах
технической
чистоты.
Энергия
дефектов
упаковки
при
легировании
чаще
всего
сни
жается.
Такое
снижение
может
быть
очень
существенным:
на
по
рядок
и
больше
(рис.
49)
.
На
примере
благородных
металлов
пер
вой
группы
с
Г.Ц.к.
решеткой
показано,
что
величина
этой
энер
гии
уменьшается
тем
сильнее,
чем
больше
разница
в
валентнос
тях
матрицы
и
растворенного
элемента.
При
значительных
кон
центрациях
последнего
энергия
дефекта
упаковки
может
стать
на
порядок меньше,
чем
у
металла-основы,
в
результате
чего
попе
речное
скольжение
дислокаций
сильно
затруднится.
Естествен
но,
что это
вызовет
заметные
изменения
картины
пластической
деформации
скольжением
на
111
стадии
и
увеличение
коэффици
ента
упрочнения
(см.
предыдущий
раздел).
Снижение
энергии
дефекта
упаковки
облегчает
двойникова
ние.
Это
имеет
важное
практическое
значение:
легирование,
спо
собствующее
облегчению
двойнико-
O'--L.--
__
-'-
___
L.----I
s
10
1$
AL,%(om.)
вания,
используется
как
метод
по
вышения
пластичности
хрупких
ме
таллов,
в
которых
деформация
сколь
жением
почти
не
идет.
Типичный
при
мер
легирования
для
облегчения
двойникования
-
введение
в
хлад
ноломкие
О.Ц.к.
металлы
(W,
Мо,
Cr)
рения.
Даже
в
твердых
растворах
с
Г.Ц.к.
решеткой
двойникование
на
столько
облегчается,
что
мы
часто
встречаемся
с
ним
при
относитель
но
высоких
температурах
(например,
в
медных
сплавах
до
-500
К).
Инородные
атомы
в
решетке
Рис.
49.
Зависимость
энергии
дефектов
твердого
раствора
являются
центра
упаковки
Си
(У,
мДж/м')
от
содержа-
ния
AI
(Торнтон)
ми
искажения,
вокруг
которых
80З-
100
никают
поля
упругих
напряжений.
Движение
дислокаций
в
такой
искаженной
решетке
затруднено
по
сравнению
с
чистым
метал
лом:
растут
силы
трения,
препятствующие
перемещению
дисло
каций.
Степень
при
роста
сил
трения
тем
больше,
чем
сильнее
разница
в
размерах
атомов
основы
и
добавки
и
их
электронной
структуре.
В
качестве
количественного
параметра
размерного
не
соответствия
используют
величину
е
о
=
(l/a)(da/dC),
(38)
где
а
-
период
решетки;
С
-
концентрация
растворенных
ато
мов.
Увеличение
сил
трения
в
твердых
растворах
часто
связывают
также
с
разницей
в
модулях
упругости
основы
(G)
и
добавки
(G,).
При
этом
предполагается,
что
растворенный
атом
объемом
Ь
3
име
ет
собственный
модуль
упругости
G"
как
у
кристалла
из
множе
ства
таких
атомов.
Параметр
несоответствия
модулей
сдвига
рас
считывают
как
e
G
=
(l/G)
(dG/dC).
Сила
трения
дополнительно
возрастает
в
результате
упорядо
чения
атомов
внутри
твердого
раствора.
В
неупорядоченном
ра
створе
и
при
наличии
ближнего
порядка
за
счет
увеличения
сил
трения
затрудняется
переход
дислокаций
в
новые
системы
сколь
жения.
Это
приводит
к
тем
же
последствиям,
что
и
затруднение
поперечного
скольжения
за
счет
уменьшения
энергии дефекта
упаковки.
При
скольжении
дислокаций
в
решетке
твердого
ра
створа
с
ближним
порядком
в
расположении
атомов
этот
поря
док
нарушается, и
энергия
сплава
увеличивается.
Создается
до
полнительное
сопротивление
перемещению
дислокаций,
пропор
циональное
энергии
границы
разупорядоченноtt-области.
При
образовании
дальнего
порядка
пластическая
деформация
скольжением
осуществляется
за
счет
перемещения
парных
дис
локаций,
связанных
антифазной
границей.
Это
аналогично
сколь
жению
растянутых
дислокаций,
причем
расстояние
меЖдУ·
полу
дислокациями
в
упорядоченном
твердом
растворе
влияет
на
их
поведение
качественно
так
же,
как
ширина
дефекта
упаковки.
В
результате
картина
пластической
деформации
при
множествен
ном
скольжении
в
сплаве
с
дальним
упорядочением
близка
к
той,
которая
наблюдается
в
металлах
и
твердых
растворах
с
очень
низ
кой
энергией
дефекта
упаковки.
Однако
дальнему
порядку
соот-
101
ветствует
короткая,
а
не
удлиненная
стадия
легкого
скольжения.
Влияние
дальнего
порядка
на
пластическую
деформацию
наибо
лее
заметно
в
растворах
с
г.ц.к.
решеткой
и
значительно
слабее
в
о.ц.к.
и
г.п.
растворах.
Все
описанные
эффекты
влияния
инородных
атомов
в
твер
дом
растворе
на
особенности
пластической
деформации
(кроме
упорядочения)
проявляются
тем
легче,
чем
ниже
температура
деформации.
С
повышением
температуры
влияние
растворимых
примесей
и
легирующих
элементов
ослабляется
из-за
размытия
примесных
атмосфер
и
активного
развития
термически
активи
руемых
процессов.
При
меси
в
технических
металлЗf'
и
малые
количества
легирую
щих
элементов,
входящих
в
твердый
раствор,
влияют
на
вид кри
вых
деформационного
упрочнения
в
основном
через
образование
примесных
атмосфер
на
дислокациях.
Это
проявляется,
как
пра
вило,
на
начальных
этапах
пластической
деформации
и
подробно
рассматривается
при
анализе
предела
текучести
в
гл.
VI.
Отличия
деформационного
упрочнения
концентрированных
твердых
растворов
от
чистых
металлов
при
низких
температурах
наиболее
полно
можно
выявить,
сопоставив
соответствующие
кривые
монокристаллов,
благоприятно
ориентированных
для
одиночного
скольжения.
На
рис.
50
такое
сопоставление
сделано
на
примере
никеля
и
его
сплавов
-твердых
растворов
с
кобаль
том.
В
целом
характер
кривых
не
меняется, что
свидетельствует
об
идентичности
процессов,
определяющих
упрочнение
чистых
ме-
r,ttna
MO~------------~
120
80
'10
О
о,]
0,6 0,9
1,29
Рис.
50.
Кривые
деформационного
упрочнения
никеля
и
твердых
растворов
кобальта
в
никеле
при
295
К
(Майснер)
102
таллов
и
твердых
растворов.
В
то
же
вре-
мя
видно,
что
растворение
легирующе
го
элемента
вызывает
прогрессируюшие:
1)
повышение
критического
напряже
ния
сдвига;
2)
удлинение
стадии
легко
го
скольжения;
3)
повышение
напряже
ний
перехода ко
11
и
особенно
111
ста
диям;
4)
увеличение
коэффициента
де
формационного
упрочнения
на
111
ста
дии.
Рост
критического
напряжения
сдвига
'кр
обусловлен
увеличением
сил
трения
при
движении
дислокаций
в
решетке
с
наличием
инородных
атомов.
С
повыше
нием
концентрации
твердых
растворов
замещения
t
KP
возрастает
сначала
линейно,
но при
больших
кон
центрациях
происходит
отклонение
от
линейной
зависимости.
В
системах
с
непрерывными
рядами
твердых
растворов
t
KP
меняется
в
зависимости
от
состава
по
кривой
с
максимумом.
Степень
прироста
(
КР
с
концентрацией
(dtKjdC)
определяется
в
отсутствие
зуба
текучести
(см.
гл.
VI)
главным
образом
пара
мет
рам
и
несоответствия
размеров
атомов
и
модулей
упругости
осно
вы
и
добавки.
Для
твердых
растворов
на
базе
меди
(dtKjdC)
ли
нейно
растет
с
увеличением
комбинированного
параметра
рас
согласования
8 = 8
-38.
с
G
о
Увеличение
протяженности
1
стадии
деформации
при
легиро
вании
-
результат
затруднения
начала
скольжения
в
новых
плос
костях:
если
критическое
напряжение
сдвига
возрастает,
то
кон
центрация
напряжений
у
скоплений
дислокаций
в
твердом
ра
створе,
необходимая
для
инициирования
скольжения
в
новых
плоскостях,
тоже
растет
и,
следовательно,
легкое
скольжение
может
продолжаться
до
больших
деформаций.
Особенно
важным
является
повышение
напряжения
перехода
к
111
стадии
и
увеличение
здесь
коэффициента
упрочнения.
Это
связано
с
затруднением
в
результате
легирования
поперечного
скольжения
дислокаций
(из-за
увеличения
сил
трения),
упоря
дочения
и,
очень
часто,
уменьшения
энергии
дефекта
упаковки.
В
результате
коэффициент
деформационного
упрочнения
и
уровень
напряжений
течения
поликристаллических
сплавов
-
твердых
растворов
оказываются
более
высокими,
чем
у
чистого
металла.
Количественно
разница
в
уровнях
напряжения
течения
и
в
деформационном
упрочнении
поликристаллов
чистого
металла
и
твердого раствора
колеблется
в
широких
пределах
и
определяется
типом
решетки
и
различием
таких
уже
рассмотренных
парамет
ров,
как
энергия
дефекта
упаковки,
размерное
и электрохими
ческое
несоответствие
атомов
растворителя
и
добавки,
степень
порядка
и
др.
Например,
при
комнатной
температуре
коэффици
ент
упрочнения
г.
ц.
к.
поликристаллов
NiзFе,
СuзАu
и
АнзСu
с
упорядоченной
структурой
примерно
в
два
раза
больше,
чем
в
отсутствие
дальнего
порядка.
В
то
же
время
упорядочение
сплавов
со.
ц.
к.
И
г.п.
решетками
слабо
сказывается
на
деформационном
упрочнении.
Ясно,
что
увеличение
разницы
в
энергиях
дефекта
упаковки
сплава
и
исходного
металла,
а
также
степени
атомного
103
несоответствия
легирующего
элемента
и
основы
должно
при
про
чих
равных
условиях
усиливать
различия
в
деформационном
уп
рочнении.
Чем
ниже
температура
испытания,
тем
более
значительны
эти
различия
твердых
растворов
и
чистых
металлов.
Но
если
они
обус
ловлены
упорядочением,
то
влияние
температуры
становится
неоднозначным:
если
с
повышением
температуры
степень
по
рядка
растет,
разница
в
деформационном
упрочнении
усилива
ется,
и
наоборот.
Легирование
растворимыми
элементами,
снижая
энергию
де
фектов
упаковки,
увеличивает
вероятность
динамической
рекри
сталлизации
при
горячей
деформации
с
соответствующим
изме
нением
характера
кривых
деформации.
Частицы
избыточных
фаз
могут
еще
более
существенно,
чем
растворенные
атомы,
влиять на
пластическую
деформацию
во
всем
интервале
гомологических
температур.
Обычно
в
сплавах
они
на
ходятся
в
окружении
матрицы
-
твердого
раствора
на
базе
ос
новного
металла
-
и
являются
эффективными
барьерами
для
скользящих
в
матрице
дислокаций.
Легирующие
элементы,
вызывающие
образование
избыточных
фаз,
усиливают
деформационное
упрочнение
с
самого
начала
пластического
течения.
При
наличии
достаточно
большого
коли
чества
дисперсных
частиц
стадия
легкого
скольжения
может
быть
полностью
подавлена,
и
кривая
упрочнения
монокристалла
име
ет
тот
же
вид,
что
и у
поликристалла.
Частицы
здесь
тормозят
дислокации
уже
на
начальных
этапах
деформации,
способствуя
множественному
скольжению.
По
мере
деформации
таких
спла
вов
степень
упрочнения
может
возрастать
за
счет
образования
дислокационных
петель
между
частицами
и
соответствующего
уменьшения
«эффективного»
расстояния
между
ними.
Частицы
второй
фазы
затрудняют
как
консервативное
скольжение
дисло
каций,
так
и
переход их
в
новые
плоскости
путем
поперечного
скольжения
и
переползания.
Поэтому
они
способствуют
увеличе
нию
коэффициента
упрочнения
и
росту
напряжений
течения
на
всех
стадиях
деформации
и
практически
при
всех
температурах
(хотя,
конечно,
с
повышением
температуры
их
упрочняющее
действие
ослабляется)
.
Как
известно,
дислокации
могут
преодолевать
частицы
избы
точной
фазы
либо
путем
их
перерезания,
либо
путем
обхода
с
образованием
дислокационных
колец
вокруг
этих
частиц.
Перере-
104
зание
возможно
в
том
случае,
если
решетка
частицы
когерентна
матрице,
как,
например,
у
выделений,
образующихся
на
ранних
стадиях
старения.
Вторым
условием
перерезания
является настоль
ко
малое
расстояние
между
когерентными
частицами,
чтобы
дис
локация
не
могла
пройти
между
ними.
Если
расстояние
между
когерентными
вьщелениями
становится
больше
не
которого
критического,
они
обходятся
дислокациями
так
же,
как
некогерентные
частицы
второй
фазы.
В
этом
случае
напряжение,
необходимое
для
проталкивания
дислокаций
между
частицами,
обратно
пропорционально
расстоянию
между
ними.
В
зависимости
от
способа
преодоления
дислокациями
частиц
второй
фазы
наблюдаются
определенные
различия
в
картине
пла
стической
деформации.
При
действии
механизма
перерезания
де
формация
идет
по
меньшему
числу
систем
скольжения,
где
дей
ствуют
достаточно
высокие
приведенные
напряжения
сдвига.
Ло
кализация
деформации
выражается
в
меньшем
числе
линий
и
полос
скольжения,
располагающихся
на
относительно
большом
расстоянии
друг
от
друга.
При
этом
довольно
быстро
образуются
мощные
дислокационные
скопления,
способствующие
преждев
ременному
разрушению.
При
обходе
частиц
пластическая
деформация
более
равномер
на,
и
в
результате
деформационная
способность
сплава
оказыва
ется
выше.
Как
известно,
при
пластической
деформации
резко
увеличи
вается
концентрация
точечных
дефектов,
в
первую
очередь
ва
кансий.
Это
приводит
к
ускорению
диффузионных
процессов
при
испытании.
В
технических
сплавах
ускорение
диффузии
во
время
испытания
проявляется
особенно
часто
и
имеет
важное
значение.
это
относится
в
первую
очередь
к
тем
сплавам,
в
которых
воз
можны
диффузионные
фазовые
превращения.
Последние
(осо
бенно
при
повышенных
температурах
испытания)
могут
вызы
вать
различные
аномалии
упрочнения:
например,
в
стареющих
сплавах
повышение
температуры
в
определенном
диапазоне
ве
дет
не
к
снижению,
а
к
повышению
напряжений
течения
и
ко
эффициента
деформационного
упрочнения
однофазного
до
ис
пытания
материала.
В
гетерофазных
сплавах
с
высокодисперсной
структурой
одно
временное
воздействие
напряжений
и
повышенных
температур
вызывает
уже
упоминавшийся
эффект
сверхпластичности.
Типич
ный
пример
-
двухфазный
монотектоидный
сплав
цинка
с
22
%
105
sг-----------~~-------,
Л80
Al
с
размером
кристаллов
обеих
фаз
около
1
мкм,
на
котором
и
было
открыто
А.А.Бочваром
и
3.А.СвидерскоЙ
явление
сверх
пластичности.
При
473-543
К
и
определенном
интервале
скоро
стей
деформации
образцы
это
го
сплава
проявляют
все
призна-
ки
сверхпластической
деформа
ции.
Вопросы
влияния
растворен
Рис.
51.
Кривые
деформации
латуней
Л80
и
ных
атомов
и
частиц
избыточ
Л63
при
комнатной
температуре
ных
фаз
на
напряжение
тече-
е
ния,
имеюшие
очень
большое
практическое
значение,
будут
бо
лее
подробно
рассмотрены
в
гл.
У.
Знание
изложенных
в
этой
главе
закономерностей
формиро
вания
дислокационной
структуры
при
пластической
деформации
и
идушего
при
этом
деформационного
упрочнения
позволяет
интерпретировать,
сопоставлять
и
приближенно
прогнозировать
вид
кривых
деформации
и
структуру
конкретных
металлов
и
спла
вов
в
заданных
условиях
деформации.
Например,
нас
интересует,
как
будут
выглядеть
при
комнатной
температуре
кривые
растяже
ния
отожженных
латуней
Л80
и
Л63.
Мы
можем
легко
устано
вить,
что
комнатная
температура
(20·
С)
дЛЯ
этих
сплавов
соот
ветствует
0,23
и
0,25
по
гомологической
шкале
(температура
плав
ления
латуни
Л80
- 980·
С,
Л63
- 902·
С).
Следовательно,
де
формация
обеих
латуней
будет
идти
при
температурах
в
области
границы
между
холодной
и
горячей
деформацией.
Латунь
Л80
-
однофазная,
ее
структура
состоит
из
кристаллов
твердого
раство
ра
на
основе
меди
с
-20%
цинка.
В
Л63,
помимо
более
легирован
ного
(30-35
%
в
соответствии
с
диаграммой
состояния
Cu-Zn)
медного
твердого
раствора,
будут
присутствовать
кристаллы
/3-
фазы
(Ct1-Zn).
Это
приведет
к
повышению
уровня
напряжений
течения,
увеличению
коэффициента
деформационного
упрочне
ния
и
снижению
деформационной
способности
двухфазной
ла
туни
Л63
по
сравнению
с
однофазной
Л80.
В
результате
кривые
растяжения
их
поликристаллов
схематично
будут
ВЫГЛЯдеть
как
на
рис.
51.
106
Глава
IV
РАЗРУШЕНИЕ
в
большинстве
случаев
деформация
по
достижении
достаточно
высоких
напряжений
заканчивается
разрушением.
Процесс
раз
рушения
начинается
с
образования
трещин
субмикроскопичес
ких
размеров
и
заканчивается
макрос"копическим
разделением
образца
или
конструкции
на
отдельные
части.
Ряд
важнейших
механических
свойств
металлов
и
сплавов
характеризует
их
со
противление
разрушению,
величину
или
работу
деформации
до
разрушения.
1.
Виды
разрушения
металлов
в
гл.
1
показано
наличие
трех
видов
напряжений:
сжимающих
(отрицательных
нормальных),
растягивающих
(положительных
нормальных)
и
касатмьных.
Сжимающие
напряжения
сами
по
себе
не
могут
вызвать
разрушения.
Оно
происходит
под
действи
ем
растягиваюших
или
касательных
напряжений.
В
макроскопи
ческих
теориях
прочности
различают введенные
Н. Н.
Давиденко
вым
два
вида
разрушения:
1)
отрыв
в
результате
действия
растя
гивающих
напряжений
и
2)
срез
под
действием
касательных
на
пряжений.
В
табл.
9
представлены
схемы
ряда
испытаний.
Пользуясь
табл.
9,
можно
по
внешнему
виду
разрушенных
образцов
определять
вид
разрушения
(отрыв
или
срез),
что
в
некоторых
случаях
имеет
практическое
значение.
Но
представленные
схемы
разрушения
могут
быть
точно
реализованы
лишь
в
том
случае,
если
заданная
при
нагружении
схема
напряженного
состояния
остается
неиз
менной
от
начала
испытания
и
до
окончательного
разрушения
образца.
На
самом
деле
эта
схема
может
меняться
как
в
процессе
пластической
деформации
(например,
при
образовании
шейки
в
растягиваемом
образце,
см. табл.
1),
так
и
в
процессе
разрушения
в
результате
развития
трещин.
Поэтому
вид
разрушенных
образ
цов
часто
отличается
от
предсказываемого.
В
таких
случаях
необ
ходимо
изучать
направление
развития
трещин
на
начальных
ста
диях
разрушения.
Если
схема
напряженного
состояния
при
де
формации
не
меняется
до
разрушения,
то
по
этим
направлениям
можно
оценить,
начинается
ли
разрушение
под
действием
нор
мальных
или
касательных
напряжений.
107
Т
а
б
л
и
ц
а
9.
Схемы
разрушения
nyreм
отрыва
и
среза
при
различных
механичес
ких
испытаииях
(по
я.
Б.
ФрlЩману)
Схема
Направление
действия
Вид
испытания
нагруже-
напряжений
Вид
разрушения
ния
нормальное
касательное
отрыв
срез
Растяжение
Q
ш
~
о
вв
о
Сжатие
.
Q
fВ
~
O~
86
Кручение
~
~
~
в
о
~~
о
Изгиб
11
&
~
в
~a
*
При
наличии
контактных
сил
трения.
Считается,
что
отрыв
может
произойти
без
предварительной
макропластической
деформации,
в
то
время
как
разрушению
пу
тем
среза
такая
деформация
всегда
предшествует.
Поэтому
отрыв
часто
соответствует
хрупкому,
а
срез
-
вязкому
(пластичному)
разрушению.
Именно
на
эти
два
типа
подразделяется
большин
ство
случаев
разрушения
в
металловедении.
Кроме
хрупкого
и
вязкого,
рассмариваются
еще
два
более
специфических
типа
раз
рушения
-
усталостное
(см.
гл.
'Х)
и
разрушение
при
ползучести
(см.
гл.
VШ).
Условия
перехода
от
хрупкого
отрыва
к
вязкому
срезу
в
меха
нике
описываются
различными
схемами
механического
состоя
ния,
отражающими
зависимости
меЖдУ
напряжениями
и
дефор
мациями
в
различными
условиях
нагружения.
Наиболее
универ
сальной
является
диаграмма
механического
состояния,
предло
женная
я.
Б.
Фридманом
(рис.
52).
Она
учитывает,
во-первых,
спо
соб
нагружения
через
уже
известный
нам
коэффициент
мягкости
а.
= t / S"
И
во-вторых,
-
отношение
сопротивления
отрыву
S
11111.'1(
шах
от
108
к
сопротивлению
срезу
t .
Если
5
«t
,
то
материал
должен
быть
ер
от
ер
склонен
к
хрупкому
разрушению
путем
отрыва,
а
если
5
»t
то
от ер
должно
наблюдаться
вязкое
разрушение
путем
среза.
При
5
""
t
ОТ ер
склонность
материала
к
обоим
видам
разрушения
будет
близкой.
Типичные
значения
5
и
t
некоторых
материалов
даны
в
табл.
10.
от
ер
Наибольшей
склонностью
к
хрупкому
разрушению
будет
обла-
дать
карбид
вольфрама,
у
которого
t
»5
.
Наоборот,
отпущен-
ер от
ный
при
500
ос
хромансиль
в
большинстве
случаев
разрушается
вязко,
так
как
5
»t
.
от
ер
Диаграмма
механического
состояния
(см.
рис.
52)
состоит
из
двух
частей.
Левая
служит
для
оuенки
жесткости
схемы
напря
женного
состояния
по
отношению
а
= t
j5
п
,а
правая
является
шах шах
кривой
деформаuии
в
координатах
t
111ax
-g
m
,x'
Способ
нагружения,
характеризуемый
определенным
значением
а,
изображается
на
левой
части
диаграммы
лучом,
наклоненным
под
углом
а
отно
сительно
горизонтальной
оси.
В
качестве
примера
на
рис,
52
пун
ктиром
проведены
такие
лучи
для
нескольких
видов
механичес
ких
испытаний
с
разным
а.
Здесь
же
показаны
выраженные
через
касательные
напряжения
сопротивления
срезу
(t )
и
начальной
ер
пластической
деформаuии
(t
T
),
а
также
сопротивление
отрыву
5~~
приведенных
нормальных
напряжениях.
Независимость
t , t
и
511
ер
т
от
Рис.
52.
Диаграмма
механического
состояния
материалов
при
различных
-
очень
жестком
(А).
жестком
(5),
мягком
(В)
-
способах
нагружеllИЯ:
1-
вдавливание;
2 -
сжатие;
3 -
кручение;
4 -
растяжение
109