Добавил:

ivanov666 Опубликованный материал нарушает ваши авторские права? Сообщите нам.

Вуз:

Пермский национальный исследовательский политехнический университет

Предмет:

[НЕСОРТИРОВАННОЕ]

Файл:

книги / Прогнозирование прочности и анизотропного состояния деформированных конструкционных материалов

..pdf

Скачиваний:

Добавлен:

12.11.2023

Размер:

15.31 Mб

Скачать

☆

<<< < Предыдущая 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 1314 / 1914 15 16 17 18 19 > Следующая >>>

разработана Е .И .Лившицем			[6 7 ]. Однако температуры фазовых пере
ходов в теле макроскопических размеров ^ и в								тонких слоях
различны. Этот эффект экспериментально обнаружен									у	висмута,
свинца и	олова [8 7 ], алюминия [88, 144],					меди и серебра [139],
кобальта [141]. К.Г.Вайл [168], исходя						иэ	термодинамических
представлений Гиббса, нашал,				что разность			Т£ для материала
тонкого слоя пропорциональна				да/8 8 ,	где	в	-	параметр,			учи
тывающий сродство материала тонкого слоя в подложке,										8 -	тол
щина слоя. Л.Войцек [173]			на	основе модели плавления Линдемаяа
установил зависимость
					.4+sUv
где п, -	количество	атомов по толщине			слоя;		ъ - параметр,				за
висящий от частоты		колебаний		фотона;	£ - параметр,				определяе
мый соотношением энергии			взаимодействия атомов в тонком								слое
и атомов тонкого слоя с атомами растворителя иАВ .
Приведенные в работе			[173] результаты расчетов показывают,
что при	иАА=*иАе (T<£/rr ) = i ,			а для иАЪ<&и,кк материал тонкого
слоя можно представить в виде изолированной системы.
Для изолированной системы связь M O W 7* и Г^>									определяет
ся формулой Томсона-Френкеля				[£I5, 139]:


где	f - межфазное натяжение материала новой фазы				з	смежных
состояниях;		о> - молекулярный объем;		/¥- число Авогадро; L -
мольная теплота фазового перехода;				8f - толщина ыономолекуляр-
ного слоя новой фазы;			/ ( 0 ) - функция, учитывающая		взаимодей
ствие новой фазы и твердого раствора;				определяется соотношением
		У(0)=*(&+соз8)О-со$0)У4,
где	созв * -cos(<jp/2) для рассматриваемого адеоь случая.
	Расчеты по фородле Томсона-Френкеля хорошо согласуются с
экспериментальными данными по температурам плавления						тонких
слоев меди и		серебра	на графитовых подложках [201],		а	также для

других композиций металл-подложка, которые обсуждаются в рабо те [204].

Поскольку для композиций медь-висмут и медь-свинец в тем пературном интервале хрупкости металла новая фаза термодинами чески устойчива в жидком состоянии, оценим температуру кипения тонкого слоя новой фазы, т .е . ту температуру, выше которой тон

кий слой новой фазы будет находиться в газообразном		состоянии
при нормальном давлении. Так как угол ср мал даже	в	равновес
ных условиях, а в результате деформации металла	стремится к
дальнейшему уменьшению ( у-**0) [13б], то можно положить /(6 )=
= I . Для рассматриваемого температурного интервала		хрупкости

металла новая фаза в газообразном состоянии термодинамически

наиболее устойчива в форме двухатомных	молекул. Поэтому		наи
меньшую толщину мекфисталлитной прослойки новой фазы в			газо
образном состоянии оцениваем величиной	S - 2 г 0 ,	где г0 -	межь
лдерное расстояние в двухатомной молекуле.
Учитывая большую разницу в диаметрах атомов		новой	фазы

(висмута и свинца) по сравнению с диаметром атомов растворите ля - меди, а также весьма низкую растворимость этих примесей в

меди, увидим',, что и Ай« и АА, Поэтому	новую фазу можно	рас
сматривать по отношению к растворителю	как изолированную	сис

тему и для расчетов использовать формулу Томсона-Френкеля. Со гласно данным [99] межфаэное натяжение материала в тонком слое,

соизмеримом с	величиной молекул, для поверхности раздела жид
кость-газ с некоторыми допущениями может быть принято				равным
величине	для плоской поверхности раздела	в	макроскопиче
ских системах	( у ж„г * )\»)*
Исходные данные и результаты расчетов по формуле Томсона-
Френкеля температур кипения висмута и свинца		в	мономолекуляр-
ном слое новой фазы с учетом принятых допущений			к	численных
оценок, входящих в формулу величин, представлены			в таб л . 6 Л .
Рассчитанные значения температур кипения мономолекулярных

слоев висмута и свинца между медными кристаллитами (692 и 713 К соответственно) хорошо согласуются с нижней границей темпера турного интервала хрупкости меди Гхн = 670 К. Ниже этой точки материал новой фазы приобретает термодинамическую устойчивость в жидком состоянии. Б связи с этим восстанавливается пластич

ность	металла.
	Мономолекулярная прослойка новой фазы при температурах вы
ше ее	точки кипения находится между медными кристаллитами в

		Т а б л и ц а		6.1
К расчету фазовых переходов в мономолекулярном слое[Э0]
Параметр		Фазовый переход
Параметр		2 B i3 = B ig	2РЬ^=РЬЯ
		2 B i3 = B ig	2РЬ^=РЬЯ
8 \	м	5,6 .1< г10	б-К Г10
	кДж/маль	154	196
а>,		92 ,2 -К Г 30	н з - и г 30
KVrvH*'/"2		0,390	0,452
Гк ,	к	1900	2024
К ,	К	692	713
газообразном состоянии		и является зародышем трещины,		развитие

которого облегчается присутствием жидкости. Толщина слоя по следней больше толщины мономолекулярной прослойки новой фазы в газообразном состоянии.

Оценим размеры критического зародыша трещины (газообраз ной прослойки) и максимальную скорость развития такого зароды ша в трещину макроскопических размеров. Зарсщыш трещины сопри касается с яцдкой фазой, поскольку образование такого зародыша обязано переходу в газообразное состояние тонкого сдоя жидкос

ти. Поскольку	у т_ж		, развитие трещины будет				происходить
преимущественно		путем отрыва жидкой фазы от металлической							ма
трицы. Критический размер зародыша трещины						согласно крите
рию Гриффитса,	можно оценить			в зависимости от перпендикулярно
действующего на		этот	зародыш напряжения			следующим		соотно
шением:
			ZL Кр	> В	9
где £кр - критический размер				зародыша трещины; б а			- приложен
ное растягивающее напряжение;				В - модуль нормальной упругости.
Результаты		расчета l Hf>между медными кристаллитами в при
сутствии жидкого		висмута и свинца представлены в табл.6 .2 .							В
таблице представлено,			на какую глубину		£кр должен		распростра
ниться между кристаллитами мономолекулярный слой новой								фазы в
газообразном состоянии, чтобы при соответствующих							растягиваю
щих напряжениях		б в произошло хрупкое разрушение металла.							При

	Критический размер зародыша трещины
	в присутствии жидкой фазы			[901
(Гда МПа		£кр» м
	при наличии жидкого		при наличии жидкого
	висмута			свинца
10	1 .5 7	‘Ю"4		1 ,9 -Ю”*4
20	3 .9 2	.Н Г 5		4 ,7 5 -10‘ 5
50	6,28*10~6			7 ,6 -Ю ’ 6
100	1,57 *£0”6			1,9.$КГ6
изменении б а от 10 до 100 МПа и температуре				820 К	в	присутст
вии висмута	1Кр меняется в	пределах от	1,57-Ю ” 4 до 1,57*КГб м,
а в присутствии свинца - от 1,9£0”4 до £,9Ю ” 6 м . Столь ма
лые значения	величины	позволяют предположить,			что	образо

вание зародыша трещины в реальных условиях нагревания и дефор маций металла, содержащего указанные примеси, может происхо

дить благодаря диффузии висмута или свинца вдоль	границ крис
таллитов. По экспериментальным данным коэффициент	диффузии

вдоль границ кристаллитов примерно на пять порядков больше ко эффициента объемной диффузии.

Максимальная скорость развития трещины в присутствии жид кой фазы оценивается по формуле Робертсона [158]

	1	а г £	с.а»
	" " “ “ ЯА	8	Г
где	А - константа Больцмана; Л	- атомный объем;		£0 -	равно
весная концентрация твердого вещества в жидкости;				D * -	коэффи
циент диффузии твердого вещества в жидкости.
	Скорость развития трещины в присутствии жидкого				висмута
по	этой формуле 1/тие_« 131,610"^ м/мин. Интересно			отметить,
что по экспериментальным данным		[93 ]	более высокие скорости де
формирования меди по сравнению с расчетной величиной					не при-'
водят к хрупкому разрушению металла.
	Согласно экспериментальным данным [108] полное восстанов
ление пластичности меди при наличии в ней примесей				висмута и
свинца происходит при температуре 670 К.

Расчет по формуле Томсона-Кренкеля позволяет принять, что при температуре ниже 670 К прослойка висмута или свинца между медными кристаллитами термодинамически устойчива в жидком со стоянии независимо от ее толщины. При толщине прослойки меньше 1(ГЭ м <3^ = 700 МПа. что на порядок больше временного сопро тивления на разрыв полим еталлической меди при 670 К. Поэтому при наличии растягивающих напряжений в деформацию включаются кристаллиты меди. несмотря на присутствие между ними жидкой фа зы. Такой металл имеет высокую технологическую пластичность.

Рассмотрим теперь с этих же позиций охрупчивание меди се леном и теллуром, принимая во внимание, что сера и кислород не понижают пластичности металла.

В системах макроскопических размеров медь с кислородом,

серой, селеном или теллуром образует	химические соединения,тем
пература плавления которых выше, чем	меди. Эвтектическая смесь
этих соединений с медью затвердевает	на 2 0 ...3 0 К ниже,чем чис
тая медь.

Оценим температуру полной диссоциации химических соедине ний меди с кислородом, серой, селеном и теллуром для мэжкристаллитной прослойки, толщина которой равна диаметру двухатом

ных молекул соответствующих примесей.

Температуры полной диссоциации химических соединений в си стемах макроскопических размеров* при парциальном давлении га

зообразной фазы	9 8 ,1	КПа определены из уравнений изме
нения свободной	энергии соответствующих реакций. Эти величины
представляют собой разности		энтальпий ДИ и энтропий ДS , умно

женных-на соответствующие абсолютные температуры - для продук


тов реакции и исходных веществ по опубликованным		термодинами
ческим данным [17, 58]	(табл .6 .3 ) . Интересующая нас температу
ра вычисляется решением	с соответствующего уравнения при AF* о.
Другие исходные данные и результаты расчета		температуры

полной диссоциации рассматриваемых химических соединений в прослойке, толщина которой равна диаметру двухатомных молекул соответствующих примесей, представлены в табл.6 .4 .

Из данных таб л .6 .4 следует, что между медными кристаллиТаМи 'Впшше возможно наличие тонких газообразных пленок селена

или теллура при температуре около 1070 К. Такие прослойки кис лорода и серы существовать не могут, поскольку температуры пол-

Температурные зависимости изменения свободной энергии Д 7 реакций диссоциации

Реакция диссоциации	Д 7*Д //-Д 57,		Дж/маль
гСи-г0 ~ 4 C tt+ 0 *	335	000	-	1527
£CU.£S=*’4Cu.+ 9г	294	500	-	1237
£Cu.fiSe ш 4CtL+ 8ee	264	200	-	Ш 7
2 СаЛТеч* ACit+ Tet	216	100	-	98 7

ной диссоциации, прослоек полуоксида меди и сернистой меди, по толщине равных диаметрам соответствующие двухатомных молекул, находятся выше точки плавления меди. Приведенные результаты рас четов подтверждаются экспериментальными данными, согласно ко торым в меди имеется интервал хрупкости с минимальной, пластич ностью при 970 К. Это в пределах точности исходных термодина мических данных совпадает с температурой, при которой селен и теллур могут находиться между медными кристаллитами в газооб разном состоянии. Кислород и сера медь не охрупчивают.

Изложенное термодинамическое исследование, объясняя осо бенности поведения меди и ее сплавов в присутствии охрупчивающих примесей, подоказывает и определенные ограничительные ре комендации х режимам горячей прокатки этого металла, причем ре комендаций касаются не только температур, но и скоростей де формирования, что позволяет построить физико-химическую модель поведения медных сплавов в реальных производственных ситуациях технологии горячей прокатки. Однако задача построения такой мо дели применительно к хромовым бронзам в общем виде врдц ли раз решима. Несмотря на кажущуюся плодотворность рассмотренного под хода, на пути решения задачи встают физико-металловедческие пре пятствия. Рассматриваемые сплавы, как уже указывалось, являют ся термически упрочняемыми. Их структура и свойства скачкооб разно изменяются при изменении режимов термообработки. Поэтому обобщенную модель формирования физико-механических свойств для целого класса сплавов построить не удается. На стыке физико химического и металловедческого рассмотрения можно лишь более обоснованно назначать технологические параметры горячей прокат ки и термообработки сплава каждой конкретной марки с целью по-

Расчет температур диссоциации химических соединений в мономолекулярном слое

		Реакция	диссоциации
Параметр	гС и20 ^ 4 С а + 0 £	2CuS=t4 Cu+S		2Cu.c5e5?4Cu+Se2	2Cu^Te ^r^iCu.+Te2
	гС и20 ^ 4 С а + 0 £	2CuS=t4 Cu+S		2Cu.c5e5?4Cu+Se2	2Cu^Te ^r^iCu.+Te2
л и	241,5*10“ 8 [Ш ]	3 7 7 ,4 ’Ю” 8 [164]		430,08108 [I64l	5 1 8 .0 -Я Г 8 [122]
ЛЯ, е Дк/ иолъ	335,0	294,5		264,2	216,1
м3	7,3 6 .Ю “30	28,2-Ю -'30		42 ,3 « W 30	7 3 ,5 -10~30
м3	7,3 6 .Ю “30	28,2-Ю -'30		42 ,3 « W 30
^ЧДи/м2 СН/м)	О’,75 [7б]	0 ,6	[77]	0 ,8 [78]	0,45 [78]
ъ , к	2218	2398		2380	2207
Ъ ',К	1878	1593		1140	1070

СО

-О

лучения наиболее выгодного сочетания физико-механических свойств материала. Некоторые технологические аспекты задачи иллюстриру ются в последующих параграфах настоящей главы.

§ 6 .4 . Прочность и пластичность исследуемых	бронз
при испытании на статическое растяжение
при повышенных температурах
Для сравнительной оценки снижения пластичности	бронз ма
рок БрХ, БрХОЗТ и БрХ08 при повышенных температурах	в	интерва
ле температур горячей и теплой црокатки автором были		испытаны
на статическое растяжение образцы из этих бронз.	Усредненные
результаты испытаний представлены графиком на рис .26 .

Испытывались стандартные пятикратные круглые разрывные об разцы с диаметром рабочей части 5 мм и головками с резьбой Ш2. Образцы вырезались из металла горячекатаных листов толщиной 26-

30 мм в направлении прокатки таким	образом,		что расстояние от
поверхности листа до продольной оси	образца		составляло l/Ъ тол
щины листа.
Испытывались три образца на каж д ую		точку - график			на рис.
26 построен по средним значениям из	трех	испытаний		при	темпе
ратурах 620 (образцы из БрХ), 720 ,	870,	1020, 1070		и Ш ОК (об
разцы из бронз всех трех указанных м арок).
График показывает систематическое понижение				прочностных
характеристик всех трех бронз по мере роста			температуры		испы

тания. Характеристика пластичности - поперечное сужение - име ет минимум при 870 К на образцах из БрХ и БрХОЗТ, в то время как у БрХ08 не наблюдается снижения пластичности ни при одной из температур испытания (кривая ф для БрХ08 монотонно повыша ется с ростом температуры).

Следовательно, химический состав бронзы влияет на пласти ческие свойства при температурах горячей обработки давлением. По-видимому, можно удачным подбором композиции сплава свести на нет эффект охрупчивания, по крайней мере при обычных техноло

гических скоростях деформирования в процессе прокатки, как это

подсказывают,	в частности,	результаты упоминавшегося выше ис
следования А.А.Преснякова с		сотр. [9 3 ].
В работе	[125] образцы хромовых бронз с содержанием хрома
0,27 и 0,55#	(по массе) нагревали до 1250 К и после 30-минут-
138

Р и с.26 . Изменение механических свойств хромо вых бронз указанных марок при одноосном статическом растяжении в интервале температур горячей и теплой прокатки

6ь	6а* Ч'		& бая У		„	б*	бм У
БрХ с	•	4-БрЖ)8ТО——		—-4-	БрХ08	7 — v-- —ь
ной выдержки при		этой	температуре	охлаждали со скоростями от
IQ4 до нескольких		градусов в минуту. Результаты					исследования

позволяют сделать вывод» что оптимальное сочетание прочности и пластичности хромовой бронзы при повышенных температурах можно получить подбором скорости охлаждения из однофазной области и регулированием таким путем размера зерна. Выбранные температу ры нагревания и скорости охлаждения должны обеспечить присут ствие в сплаве избыточного нерастворенного хрома, препятствую щего собирательной рекристаллизации.

§ 6 .5 , Закалка и старение хромовых бронз

Требуемые механические свойства хромовых бронз при комнат ной температуре, а такяэ удовлетворительная жароцрочность этих сплавов достигаются применением закалки я старения.

Как уже указывалось выше, максимальная растворимость хро ма в меди (0,65/2 по массе) имеет место при температуре эвтек тического превращения (1345 К ). Поэтому температура закалю! на


значается	высокая	(£275+15 К ). На растворение хрома в меди силь
но влияет	характер	его распределения в структуре сплава. Бели
хром при средних увеличениях оптического микроскопа			выглядит

на микропшифе как грубые включения, то даже при высоких темпе

ратурах нагревания перед	закалкой и длительных	выдержках	при
максимальной температуре	не удается перевести	хром в твердый

раствор и получить необходимый эффект упрочнения при старении. Если же хром наблюдается в виде мелких и равномерно распреде ленных в структуре включений, то он удовлетворительно раство ряется в деформированной матрице, в результате чего при старе нии обеспечивается необходимое упрочнение сплава.

	Малохромовые бронзы (0 ,3 # С г ) достаточно нагревать перед
закалкой до £ 230 ...£250 К,		тогда как высокохромовые (0 ,6 ... £,0#
С г )	необходимо закаливать	с предельно высокой температуры (не
ниже	1275 К ).
	Чем выше температура закалки и чем больше хрома переводит

ся в твердый раствор, тем больше упрочняющее действие последу ющего старения.

Охлаждение при закалке производится в холодной воде, а по

сле старения - на воздухе.
Характерной особенностью режима искусственного	старения

хромовых бронз является сравнительно высокая его температура

(720 К ), что объясняется высокой температурой плавления		этих
бронз и	замедленностью диффузионных процессов распада	пересы
щенного	твердого раствора.

Описанные в литературе технологические процессы обработки дисперсионно твердеющих медных сплавов сочетают обработку дав

лением и термическую обработку.
В работе [96] предлагается способ	совмещения закалки с го
рячей прокаткой при изготовлении проводниковой		проволоки	из
медных сплавов. Способ включает в себя	нагревание	заготовки	до

<<< < Предыдущая 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 1314 / 1914 15 16 17 18 19 > Следующая >>>

Соседние файлы в папке книги