Влияние примесей на механические свойства

⇐ ПредыдущаяСтр 8 из 9Следующая ⇒

До сих пор, рассматривая механические свойства металлов, мы учитывали только их собственные дефекты — вакансии, межузельные атомы, дислокации и границы зерен. Но, как уже упоминалось в гл. 1, химически абсолютно чистых металлов не существует. Все реальные металлические кристаллы содержат примеси которые либо растворяются в основном металле, образуя твердые растворы замещения или внедрения, либо находятся в виде избыточных фаз [26].

Примесные атомы заметно влияют на временное сопротивление, предел текучести, пластичность, характер деформационного упрочнения, причем это влияние очень существенно зависит от того, растворяются ли примеси в металле или же образуют избыточные фазы. Рассмотрим влияние примесей для обоих случаев [33].

2.8.1 Твердые растворы. Добавление примесей (легирующих элементов) к металлу всегда повышает его прочностные характеристики, в частности, предел текучести. В области малых концентраций это повышение, как правило, линейно зависит от содержания элемента примеси. Однако эффективность влияния различных элементов отличается значительно. В случае полной взаимной растворимости двух элементов зависимость предела текучести, от концентрации имеет вид кривой с максимумом при 50 % содержания второго компонента.

Рис. 2.19. Температурная зависимость t_кр монокристаллов меди с различными добавками серебра: 1 - чистая медь; 2 -. с 0, 19 % aт Ag; 3 - с 0, 24 % ат Ag (P. Хоникомб)

Примеси также сильно влияют и на температурную зависимость предела текучести. На рис. 2.19 показаны температурные зависимости критического напряжения сдвига монокристаллов меди при добавке серебра. Видно, что критическое напряжение сдвига при всех температурах растет с увеличением концентрации серебра. При этом температурная зависимость с добавлением примесных атомов серебра становится более крутой, особенно в области низких температур. Характер ее приближается к температурной зависимости для ОЦК-металлов [27].

Рис. 2.20 Диаграмма сдвиговой деформации монокристаллов меди с разными добавками серебра: 1 — 0, 13 % ат; 2 — 0, 27 % ат; 3 — 0, 5 % ат (Р. Хоннкомб)

На рис. 2.20 показаны зависимости напряжение — деформация для монокристаллов меди с различными концентрациями примесей серебра. Из рисунка видно, что добавление примесных атомов удлиняет стадию легкого скольжения. Это можно объяснить тем, что наличие примесей затрудняет начало скольжения во вторичных системах. Поэтому множественное (турбулентное) скольжение в этом случае начинается при более высоких напряжениях. Концентрация напряжений вокруг скоплений дислокаций в первичной системе скольжения, которая обычно инициирует начало течения во вторичных системах скольжения, при наличии примесей должна достигнуть более высоких значений, чем в их отсутствие.

Удлинение стадии легкого скольжения при легировании сопровождается возрастанием напряжений начала третьей стадии. Коэффициент упрочнения на третьей стадии также оказывается выше. Это объясняется тем, что присутствие примесей затрудняет развитие поперечного скольжения, характерного для третьей стадии.

Из сказанного напрашивается вывод, что примесные атомы препятствуют движению дислокаций, повышая тем самым сопротивление на начальной стадии деформации. Но, оказывается, и в процессе развития пластической деформации примеси, как правило, также создают дополнительные препятствия движению дислокации, повышая таким образом деформационное упрочнение.

Рассмотрим закрепление дислокаций атомами примесей. В гл. 1 было показано, что вблизи краевой дислокации возникают поля напряжений, которые приводят к появлению сжатых и растянутых областей материала. Для твердых растворов замещения атомами примесей, имеющих больший диаметр по сравнению с матричным, энергетически выгодно расположиться в растянутой области, а имеющих меньший диаметр — в сжатой. При таком расположении атомов свободная энергия системы растворитель — растворенное вещество уменьшится. В твердых растворах внедрения атомы примесей всегда вызывают локальное расширение решетки, поэтому они будут стремиться расположиться в растянутых областях. Аналогичное явление имеет место и для винтовой дислокации. Вследствие такого перераспределения примесей вблизи дислокации образуются области повышенной концентрации примесей, названные облаками (или атмосферами) Коттрелла. Для образования таких облаков (или атмосфер) требуется небольшая концентрация примесей. Даже при максимально возможной.плотности дислокаций (10¹² см^-2), для того, чтобы на каждый атомный промежуток вдоль линии дислокации приходилось по одному атому примесей, достаточна их концентрация не более 0, 1 % [32].

При действии приведенного сдвигового напряжения в плоскости скольжения на дислокацию, закрепленную примесями, ее свободные участки между атомами примеси прогибаются. Отрыв от точек закрепления происходит на самом длинном участке, где радиус кривизны прогиба дислокации наименьший и поэтому в точке закрепления возникает наибольшая составляющая силы отрыва дислокации. При отрыве от одной точки закрепления свободный участок дислокации становится еще длиннее и теперь отрыв его от точек закрепления облегчается еще более. В итоге все участки дислокации освобождаются от своих точек закрепления. Если есть точки жесткого закрепления, например узлы трехмерной сетки, то может возникнуть источник Франка—Рида. При отсутствии точек сильного закрепления дислокация двигается поступательно [27, 31].

Напряжение отрыва дислокации от атмосферы Коттрелла определяется энергией связи W_м данного атома примеси и дислокации. В реальных случаях энергию W_м можно определять по напряжению отрыва. Энергия связи для ряда сплавов приведена в табл. 2.2. Первым в ней указан матричный элемент, вторым — примесный.

Таблица 2.2. Энергия связи дислокаций с атомами примесей дня некоторых сплавов

Сплав	Си— Zn	А1— Си	Al-Mg	Al— Zn	Al— Ge	Fe—C	Ni— H
W_мэВ	0, 12	0, 3	0, 2—0, 27	0, 08—0, 11	0, 17	0, 55	0, 08

Концентрацию примесных атомов в дислокационных атмосферах можно рассчитать по следующей формуле:

(2.15)

Здесь С₀ — постоянная; k — постоянная Больцмана; Т — абсолютная температура.

Рис. 2.21. Проявление резкого предела текучести при повторном нагружении: 1 — сразу же после разгрузки; 2 — с временной выдержкой после разгрузки

Наличие примесных атмосфер вокруг дислокаций приводит к появлению резкого предела текучести («зуб» текучести). Особенно сильно этот эффект проявляется в мягких сталях. На рис. 2.2 1 дана схема, поясняющая проявление эффекта резкого предела текучести. При первоначальном нагружении (область А) проявляется «зуб» текучести при напряжении s_в, называемом верхним пределом текучести. Затем напряжение резко уменьшается до s_н — нижнего предела текучести. При этом напряжении развивается течение, которое дает горизонтальный участок площадки текучести, а затем происходит рост напряжения, соответствующий обычному деформационному упрочнению.

Если теперь образец разгрузить (часть кривой В) и нагрузить повторно, то напряжения смогут расти по кривой 1 или кривой 2. Кривая 1 соответствует повторному нагружению сразу же после разгрузки. Деформационная характеристика в этом случае плавная и «зуба» текучести не наблюдается. Но если перед повторным нагружецием дать образцу временную выдержку, то на деформационной характеристике (кривая 2, пунктир) опять появится «зуб» текучести.

Эффект «зуба» текучести объясняется отрывом дислокаций от примесных атмосфер. В результате отрыва резко снижается напряжение от s_в до s_н, а на поверхности образца появляется линия скольжения Людерса—Чернова. Освободившиеся от примесных атмосфер длинные дислокации скользят без увеличения напряжения, т. е. при напряжении s_н во всех параллельных системах скольжения. При этом площадка текучести соответствует распространению полос Людерса—Чернова вдоль поверхности образца, а вслед за площадкой текучести начинается рост напряжений, соответствующий деформационному упрочнению. Если образец разгрузить и сразу же нагружать снова, то примесные атомы не успеют закрепить дислокации и «зуб» текучести не наблюдается. В случае временной выдержки (кривая 2) примеси опять диффундируют к дислокациям, закрепляют их, и теперь уже при повторном нагружении появляется «зуб» текучести.

В сталях резкий предел текучести обусловлен закреплением дислокаций примесными атмосферами углерода и азота. Этот эффект наблюдается во многих сплавах [28].

Появление «зуба» текучести при отрыве дислокаций от примесных атмосфер так же, как и в случае «зуба» текучести НК (см. разд. 4 наст, гл.) связано с приведением в соответствие скорости пластической деформации кристалла со скоростью деформирования, заданной испытательной машиной.

2.8.2 Включения избыточных фаз. Рассмотрим сопротивление движению дислокации в плоскости скольжения, оказываемое включениями. Предположим, что на пути прямолинейного отрезка дислокации АВ, движущегося в плоскости скольжения, имеется ряд равномерно расположенных выделений (рис. 2.22, а).

Если расстояние между ними z достаточно велико, то дислокации под действием приведенного к плоскости скольжения сдвигового напряжения t будут огибать выделения (рис. 2.22, б). Выгибание дислокации между выделениями продолжается до тех пор, пока не сомкнутся вокруг выделений петли в результате притяжения дислокационных участков противоположного знака и действия напряжений в плоскости скольжения. После этого линия дислокации АВ движется дальше в плоскости скольжения (рис. 2.22, в).

Рис. 2.22. Преодоление дислокационным отрезком АВ ряда равномерно расположенных выделений

Количество петель увеличивается по мере возрастания числа прошедших через выделения дислокаций. В результате создаются скопления петель, вызывающие значительное упрочнение.

Внешнее напряжение, необходимое для «проталкивания» дислокации через выделения, можно подсчитать, если принять расстояние z значительно большим диаметра включения. Рассуждения, аналогичные сделанным при выводе формулы (1.27), дадут следующее значение этого напряжения:

(2.16)

Здесь следует учитывать, что минимальный радиус кривизны принимает значение между z/4 и z/2.

Из этого результата можно сделать вывод, что сопротивление деформации должно возрастать по мере уменьшения расстояния между частицами включений. При больших значениях z > (300 - 400) b дислокации обходят включения, оставляя вокруг них замкнутые петли. Напряжения t, необходимые для этого процесса, невелики, поэтому предел текучести низок. При уменьшении z до значений (100—30 b) напряжение, обеспечивающее прохождение через препятствие дислокаций, возрастает до очень больших значений (G/50 — G/15). Рост напряжения по мере уменьшения z продолжается до тех пор, пока дислокации не станет легче пройти сквозь частицы выделения. И, наконец, когда z порядка нескольких b, т. е. (10-20) • 10^-10 м, по сути, мы переходим к твердым растворам. В этом случае зоны больших упругих напряжений находятся так близко, что дислокации проходят через них, оставаясь прямолинейными. Как мы уже видели, упрочнение при этом незначительно [31, 32].

Упрочнение за счет выделений в кристалле является устойчивым по отношению к температуре. В самом деле, энергия, необходимая для преодоления дислокацией ряда выделений, составляет 100 эВ (1 эВ = 1, 6•10¹⁹Дж) на одну частицу выделений диаметром порядка, Ю^-8 м, а термическая энергия, равная кТ, для комнатной температуры (Т ~ 300 К) — менее 1 эВ. Это означает, что практически для всех металлов даже при предплавильных температурах термической энергии недостаточно для преодоления движущейся дислокацией барьера, представляющего собой ряд выделений. Таким образом, выделения являются эффективным препятствием для движения дислокаций при высоких температурах. Поэтому в жаропрочных сплавах, используемых при высоких температурах, единственным надежным фактором упрочнения являются выделения. Описанный метод упрочнения за счет закрепления дислокаций частицами выделений наиболее из всех описанных ранее эффективен для повышения предела огнестойкости, т.к. он обеспечивает устойчивое повышение жаропрочности.

⇐ Предыдущая 1 2 3 4 5 6 789 Следующая ⇒