книги / Физическая природа пластической деформации

Железо и никель принадлежат к одной группе периодической системы элементов и имеют близкие температуры плавления. Основ­ ное их отличие состоит в типе кристаллической решетки: ГЦК у ни­ келя и ОЦК У a -железа. В работе [12] было показано, что тип кристаллической решетки значительно слабее влияет на скорость роста центров рекристаллизации, чем на скорость термически ак­ тивируемого перераспределения дислокаций. Это связывается с раз­ личным влиянием типа кристаллической решетки на подвижность атомов по границам зерен и в объеме [13]. Поэтому процессы полигонизации в большей мере способствуют разупрочнению до рекри­ сталлизации в металлах с ОЦК решеткой, чем в металлах с плотноупакованной структурой.

При сопоставлении результатов, полученных на меди и никеле [11], т. е. для металлов с одинаковым типом кристаллической ре­ шетки, было отмечено некоторое отличие в относительной роли дорекристаллизационных процессов в разупрочнении. Полигонизация происходит быстрее и в большей степени в никеле, чем в меди; еще более выражен этот процесс в алюминии [14]. Такое отличие связано с влиянием энергии дефектов упаковки на скорость терми­ чески активируемого перераспределения дислокаций. Эта энергия весьма низка у меди, где расщепление дислокаций наиболее выражено, несколько выше она у никеля, еще выше — у алю­ миния [15].

Таким образом, различный характер процессов разупрочнения высокопрочных аустенитных и ферритных сталей обусловлен вли­ янием типа кристаллической решетки на процессы разупрочнения. Металлы с более плотной упаковкой разупрочняются в основном за счет протекания процессов рекристаллизации. Следовательно, при создании материалов для работы при повышенных температу­ рах на основе указанных металлов необходимо пользоваться та­ кими легирующими добавками, которые тормозили бы протекание рекристаллизации. Этого, однако, недостаточно при создании вы­ сокотемпературных материалов на основе металлов с ОЦК решеткой. В этом случае необходимо не только принимать меры для торможе­ ния протекания рекристаллизации, но и замедлить полигонизацию, так как в этих металлах разупрочнение в значительной мере про­ исходит за счет развития процессов полигонизации.

Необходимо отметить, что влияние типа кристаллической ре­ шетки на относительный вклад дорекристаллизационных и рекристаллизационных процессов в общее разупрочнение сильно дефор­ мированных металлов может в значительной степени вуалироваться, если при нагреве в них происходят другие процессы, например

распад пересыщенных твердых растворов. Известно, что мелкодис­ персные выделения в металлах могут значительно повышать их прочностные характеристики. Поэтому в таких случаях необходи­ мо учитывать влияние обоих указанных процессов на прочностные характеристики сплавов. Особенно это должно проявиться, например, при отпуске закаленных сталей или сталей, подвергнутых ТМО. Известно, что закаленные стали обладают весьма большой плот­ ностью дефектов кристаллического строения (например, по данным [16]. плотность дислокаций в закаленной стали У10 составляет 1012 дислокаций на 1 см2). Как было показано [17], при отпуске таких сталей их структура становится более совершенной в резуль­ тате протекания процессов полигонизации и рекристаллизации. Наряду с этими процессами происходят карбидные превращения в сталях. Легирующие элементы весьма существенно влияют на об­ щее количество запасенных в результате закалки дефектов кристал­ лического строения, на протекание процессов их перераспределе­ ния и аннигиляции и параллельных им карбидных превращений, а также на прокаливаемость сталей. Однако, несмотря на большое практическое значение легированных сталей, до настоящего вре­ мени почти нет надежных количественных данных о величине теп­ ловых и объемных эффектов при их отпуске.

Предварительное исследование, проведенное на малоуглеродис­ той легированной стали 05Х8НЗ (Ms = 400° С), закаленной от 1000° С в воду с последующим охлаждением в жидком азоте, пока­ зало, что тепловые и объемные эффекты при отпуске до 650° С весь­ ма невелики (даже меньше, чем в пластически деформированных сталях). Таким образом, можно считать, что влияние легирующих элементов на тепловые и объемные эффекты при отпуске сталей осуществляется посредством их действия на процессы распада пе­ ресыщенного твердого раствора углерода и формирования кар­ бидных частиц.

Основное исследование было проведено на образцах конструк­ ционной стали 45ХН5С (Ms = 250° С), закаленных от 850° С в воду, а затем переохлажденных в жидком азоте. Методика калори­ метрических и дилатометрических измерений аналогична мето­

Полученные результаты представлены на рис. 6, где они сопо­ ставлены с тепловыми и объемными эффектами при отпуске угле­ родистой стали с тем же количеством углерода (сталь 45), также прошедшей обработку в жидком азоте после закалки. Прежде всего необходимо отметить существенное возрастание общей величины

теплового эффекта (11,0 ± 0,8 кал/г) при отпуске легированной стали 45ХН5С по сравнению со сталью45 (3,4 + 0,2 кал!г). В мень­ шей степени различаются величины объемных эффектов.

Более детальное сравнение показывает, что на начальных ста­ диях отпуска до 260° С наблюдается довольно близкое расположе­ ние кривых выделения тепла и изменения объема у обеих сталей. Это соответствует данным о слабом влиянии легирующих элемен­ тов на скорость протекания первой стадии распада мартенсита

400—450° С соответствуют «третьему превращению» в углеродистых сталях, но смещенному в область более высоких температур. Затем в температурном интервале 500—650° С наблюдаются значительный тепловой и заметный объемный эффекты, которые отсутствуют в уг­ леродистых сталях. Они связаны с обеднением феррита и соответ­ ственно обогащением карбидной фазы хромом [191-

Таким образом, тепловые и объемные эффекты позволяют де­ тально проследить ход и особенности основных стадий распада мартенсита и формирования карбидной фазы при отпуске легиро­ ванной стали.

Нами было проведено исследование процессов отпуска тех же сталей (45ХН5С и 05Х8НЗ) после НТМО. Образцы после выдерж­

ки при 850° С подвергались деформации на 50% ковкой при 525° С с последующей закалкой в воду и дополнительно охлаждались в жидком азоте для уменьшения количества остаточного аустенита. По данным измерений, проведенных в ЦНИИЧМ Л. И. Коган, на исследованных нами образцах стали 45ХН5С после указанной

выше обработки количество остаточного ау-

няющейся конструкционной стали 45ХН5С (рис. 7). Общий тепло­ вой эффект при ее отпуске после НТМО больше (15 ± 1,4 кал/г)у чем при отпуске той же стали после закалки (11 ± 0,8 кал/г).

Добавочный тепловой эффект нельзя приписать различию в ко­ личестве остаточного аустенита, так как, согласно магнитометри­ ческим измерениям, о которых сообщалось выше, исследованные нами образцы содержали практически одинаковые, весьма неболь­

шие количества остаточного аустенита. Следует отметить, что до­ бавочный тепловой эффект распределен в том же температурном интервале, в котором, по данным Л. И. Коган и Р. И. Энтина [20], снимается добавочное упрочнение после НТМО. Рентгеновские и микроскопические исследования показали, что добавочный теп­ ловой эффект и соответственно снятие добавочного упрочнения при нагреве наблюдаются до развития рекристаллизационных про­ цессов. В этой связи нельзя не отметить далеко идущей аналогии с процессами снятия добавочного упрочнения при нагреве сильно деформированной патентированной стали.

Таким образом, полученные нами результаты свидетельствуют о некотором параллелизме между величиной запасенной энергии и упрочнением, достигаемом в результате НТМО. Если допустить, как и в случае деформированной патентированной стали, что повы­ шенное количество запасенной энергии связано с возникновением при этой обработке повышенного количества дефектов дислокацион­ ного типа, то придется допустить наличие значительной плотности дефектов. Такой точке зрения не противоречит отсутствие сущест­ венной разницы между величинами общих объемных эффектов при отпуске стали 45ХН5С, подвергнутой различной обработке (см. рис. 7). Подсчет величины объемного эффекта, соответствующего дополнительному тепловому эффекту, исходя из соотношения меж­ ду тепловыми и объемными эффектами при рекристаллизации, по­

и изменения состояния карбидных фаз. Следует, однако, отметить, что в случае стали 45ХН5С, подвергнутой НТМО, этот эффект смещен в сторону более высоких температур по сравнению с зака­ ленной сталью.

Особого внимания заслуживает вопрос о роли углерода в доба­ вочном упрочнении, создаваемом в результате НТМО. Сопоставле­

существенных отличиях. Так, энергию, запасенную в ходе дефор­ мации малоуглеродистой стали 05Х8НЗ при 525° С, практически не удается сохранить путем закалки в воду, сопровождающейся мартенситным превращением. Соответственно мало изменяются и механические свойства этой стали после деформации в аустенитной области. Иная картина наблюдается при деформации аустенитной стали 45ХН30 в той же области температур. Весьма существен­ ное упрочнение сопровождается соответствующим возрастанием за­

пасенной энергии * В случае конструкционной стали 45ХН5С углерод, следовательно, играет двойную роль: он способствует возрастанию упрочнения и запасенной энергии при деформации аустенита и обеспечивает их «передачу» в процессе последующего мартенситного превращения. Этот вывод согласуется и с данными,

полученными в работе [21 ] при электронно­ микроскопическом исследовании близкой по составу конструкционной стали 40Х2Н5СМ. Кристаллы мартенсита, которые после обыч­ ной закалки содержат дефекты лишь в виде большого числа тонких двойных прослоек, после НТМО разбиваются на множество более или менее разориентированных фрагментов, сочлененных зонами с высокой плотностью дефектов.

Таким образом, результаты калориметри­ ческого исследования сталей в высокопроч­ ном состоянии позволяют сделать вывод, что независимо от способа достижения этого со­ стояния, оно характеризуется повышенным количеством запасенной энергии, обуслов­ ленным созданием значительной плотности дефектов кристаллического строения. Необ­ ходимо, однако, отметить, что одинаковое упрочнение (небольшое по сравнению с тео­ ретической прочностью железа) может быть

достигнуто при различной плотности дефектов в результате раз­ личных обработок [25]. Роль распределения дефектов уменьшает­ ся при накоплении большого их количества или, наоборот, при значительном уменьшении их количества. Поэтому приведенную И. А. Одингом [23] схему зависимости сопротивления деформиро­ ванию от плотности дефектов кристаллического строения метал­ лов следует несколько видоизменить (рис. 8), учитывая распре­ деление дефектов кристаллического строения в металле в про­ межуточной области.

* По данным работы [22],при повышении содержания углерода до 0,4—0,5% в аустенитной стали с 32% Ni увеличивается плотность следов скольжения на по­ верхности образцов, а также изменяется дислокационная структура после дефор­ мации. Это приводит к возрастанию коэффициента упрочнения аустенита при деформации.

19.Б о к ш т е й н С. 3. Структура и механические свойства легированной стали. Металлургиздат, М., 1954.

НАЧАЛЬНАЯ СТАДИЯ РАЗВИТИЯ ДВОЙНИКОВ В МЕТАЛЛИЧЕСКИХ КРИСТАЛЛАХ

В. И. Старцев,

В. П. Солдатов

Создание и развитие экспери­ ментальных методов исследования отдельных дислокаций и их свойств обусловили появление большого количества работ по изу­ чению механизма пластической деформации кристаллов. При этом главное внимание было уделено изучению пластической деформа­ ции скольжением, но появилось и много работ по изучению про­ цесса механического двойникования. Так, в 1947 г. была опубли­ кована работа Владимирского [1], в 1948 г. — работы Лифшица и Обреимова [2] и Лифшица [3], в которых изложена теория разви­ тия тонкого двойника, не прошедшего через весь кристалл. Влади­ мирский также показал, что представляет собой двойникующая дислокация — понятие, введенное еще раньше Френкелем и Конторовой [4]. В 1960 г. в работе [5] были впервые экспериментально наблюдены двойникующие дислокации, а в работах [6, 7] — экспе-

зо

риментально доказан дислокационный механизм двойникования в кристаллах кальцита. В работах [8, 9] развита дислокационная теория тонкого незавершенного двойника, возникающего на началь­ ной стадии процесса двойникования. Результаты этих работ не толь­

Начальная стадия процесса двойникования наиболее детально была изучена на кристаллах кальцита. В работе [10] было обнару­ жено, что процесс двойникования в кальците начинается с образо­ вания тонкой двойниковой прослойки, имеющей клинообразную форму. Длина этой прослойки пропорциональна внешней нагрузке, вызывающей двойникование. Главной особенностью такого двойни­ ка является то, что при уменьшении нагрузки он уменьшает свои размеры, а при снятии ее исчезает из кристалла, т. е. такой двой­ ник напоминает квазиупругое образование. По этой причине Гар­ бер назвал его «упругим» двойником. Однако надо иметь в виду, что возникновение «упругого» двойника есть результат пластичес­ кой деформации кристалла. В клиновидном двойнике, возникающем на начальной стадии двойникования, не прошедшем через все по­ перечное сечение кристалла, происходит полная перестройка кри­ сталлической решетки кристалла, не отличающаяся от перестройки решетки в остаточной двойниковой прослойке. При уменьшении внешней нагрузки «упругий» двойник может сократить свои разме­ ры под действием сил поверхностного натяжения и взаимодействия двойникующих дислокаций. Эти силы могут вызвать пластическую деформацию обратного знака, в результате чего в объеме «упругого» двойника произойдет обратная перестройка кристаллической ре­ шетки и двойник исчезнет.

Следовательно, исчезновение тонкого незавершенного двойника при снятии нагрузки, вероятнее, нужно связывать с процессом раздвойникования, однако вызванного не внешними усилиями, а внутренними силами в кристалле. Тем не менее, поскольку тер­ мин «упругое» двойникование в литературе укоренился, мы в дальнейшем, следуя Гарберу, будем называть тонкий не­ завершенный двойник, исчезающий при снятии нагрузки, — упругим двойником, учитывая, что речь идет о пластической деформации.

Исследование упругой стадии двойникования существенно для понимания всего процесса двойникования в целом. Изучая процесс развития и исчезновения упругой двойниковой прослойки, в принципе можно было бы получить сведения о поверхностной энергии двойниковой границы, о силе Пайерлса — Набарро для двой-

никующей дислокации, о характере взаимодействия между двойникующими дислокациями.

Наиболее подробно эта стадия двойникования изучена для каль­ цита. Гарбер показал, что упругие двойники могут возникать при механическом воздействии также в кристаллах натриевой се­ литры, кристаллографически изоформной с кальцитом [11].

Теория упругого двойникования не ограничивает типы кристал­ лов, в которых могут возникать упругие двойники. Так как обра­ зование двойников в металлах во многих случаях определяет их механические свойства, то кажется существенным изучение законо­ мерностей возникновения и развития двойников в металлах, осо­ бенно на начальной стадии.

Первые опыты по исследованию упругого двойникования в ме­ таллах проводились на плоскости спайности монокристаллов сурь­ мы при комнатной температуре [12]. Исследование носило качест­ венный характер. Оказалось, что длина двойника, не прошедшего через весь кристалл, возрастает с увеличением нагрузки и умень­ шается с ее уменьшением. При снятии нагрузки многие двойники исчезают из кристалла, некоторые же значительно укорачиваются. Таким образом, в начальной стадии двойник в сурьме ведет себя как упругий двойник в кальците.

Исследование двойникования в монокристаллах висмута и цин­ ка не обнаружило в них стадии упругого двойникования. В связи с этим предполагалось, что отсутствие упругого двойникования в этих кристаллах связано с интенсивной пластической деформаци­ ей скольжением при комнатной температуре. Следовательно, для изучения упругого двойникования в висмуте и цинке необхо­ димо понизить температуру проведения опыта.

УПРУГОЕ ДВОЙНИКОВАНИЕ ВИСМУТА

Изучение двойникования висмута проводилось при температуре жидкого азота [13]. Оказалось, что наиболее легко двойникование осуществляется тогда, когда сила, вызывающая двойник, действует вдоль плоскости двойникования и в направлении сдвига при двойниковании. Чтобы осуществить такую схему деформирования,