Влияние примесей и легирования на пластическую деформацию и упрочнение

 

До сих пор, рассматривая пластическую деформацию, мы абстрагировались не только от легирующих элементов, но и от примесей, всегда присутствующих даже в технически чистых металлах. Однако картина пластической деформации и закономерности деформационного упрочнения реальных металлических материалов принципиально не отличается от рассмотренной. В то же время примеси и легирующие добавки в твердых растворах и в виде избыточных фаз могут заметно влиять на детали этой картины.

В твердых растворах инородные атомы, находящиеся в узлах или междоузлиях кристаллической решетки базового металла, могут вызывать изменение картины пластической деформации в основном за счет четырех эффектов: 1) образования примесных атмосфер на дислокациях; 2) изменения энергии дефектов упаковки; 3) увеличения сил трения при движении дислокаций; 4) упорядочения.

Образование на дислокациях примесных атмосфер (Котрелла, Сузуки, Снука) затрудняет их перемещение, особенно при низких температурах, повышает напряжение, необходимое для начала работы дислокационных источников. На картине пластической деформации это может проявляться по-разному. Блокировка дислокационных источников затрудняет переход к новым системам скольжения, поэтому примеси могут вызывать, в частности, удлинение стадии легкого скольжения. В то же время такая блокировка приводит к началу пластической деформации при более высоких напряжениях, после разблокировки дислокаций, а в этих условиях облегчается множественное и поперечное скольжение, что особенно важно для поликристаллов. Следует отметить, что эффективная блокировка достаточно большого количества дислокаций за счет образования примесных атмосфер Коттрелла возможна даже при очень низких концентрациях инородных атомов (10^-2 – 10^-3 %). Атмосферы Сузуки насыщаются при концентрации инородных атомов, равной нескольким атомным процентам. Поэтому влияние блокировки дислокаций проявляется и в сплавах, и в нелегированных металлах технической чистоты.

Энергия дефектов упаковки при легировании чаще всего снижается. Такое снижение может быть очень существенным при больших (не менее нескольких процентов) концентрациях легирующего элемента в твердом растворе. В результате поперечное скольжение дислокаций сильно затруднится. Естественно, что это вызовет заметные изменения пластической деформации скольжением на III стадии и увеличение коэффициента упрочнения.

Снижение энергии дефекта упаковки облегчает двойникование. Это имеет важное практическое значение: легирование, способствующее облегчению двойникования, используется как метод повышения пластичности хрупких металлов, в которых деформация скольжением почти не идет. Типичный пример легирования для облегчения двойникования – введение рения в хладноломкие ОЦК металлы (W, Mo, Cr).

Инородные атомы в решетке твердого раствора являются центрами искажения, вокруг которых возникают поля упругих напряжений. Движение дислокаций в такой искаженной решетке затруднено по сравнению с чистым металлом: растут силы трения, препятствующие перемещению дислокаций. Степень прироста сил трения тем больше, чем сильнее разница в размерах атомов основы и добавки и их электронной структуре.

Сила трения дополнительно возрастает в результате упорядочения атомов внутри твердого раствора. В неупорядоченном растворе и при наличии ближнего порядка за счет увеличения сил трения затрудняется переход дислокаций в новые системы скольжения. Это приводит к тем же последствиям, что и затруднение поперечного скольжения за счет уменьшения энергии дефекта упаковки.

При образовании дальнего порядка пластическая деформация скольжением осуществляется за счет перемещения парных дислокаций, связанных антифазной границей. Это аналогично скольжению растянутых дислокаций, причем расстояние между полудислокациями в упорядоченном твердом растворе влияет на их поведение качественно так же, как ширина дефекта упаковки. В результате картина пластической деформации при множественном скольжении в сплаве с дальним порядком близки к той, которая наблюдается в металлах и твердых растворах с очень низкой энергией дефекта упаковки.

Все описанные эффекты влияния инородных атомов в твердом 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 активируемых процессов.

Примеси в технических металлах и малые количества легирующих элементов, входящих в твердый раствор, влияют на вид кривых деформационного упрочнения в основном через образование примесных атмосфер на дислокациях. Это проявляется, как правило, на начальных этапах пластической деформации и подробно рассматривается при анализе предела текучести в разделе 2.5.

 

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. 2.27 такое сопоставление сделано на примере никеля и его сплавов – твердых растворов с кобальтом. В целом характер кривых не меняется, что свидетельствует об идентичности процессов, определяющих упрочнение чистых металлов и твердых растворов. В то же время видно, что растворение легирующего элемента вызывает прогрессирующие: 1) повышение критического напряжения сдвига; 2) удлинение стадии легкого скольжения; 3) повышение напряжений перехода ко II и особенно III стадиям; 4) увеличение коэффициента деформационного упрочнения на III стадии.

Рост критического напряжения сдвига t_кр обусловлен увеличением сил трения при движении дислокаций в решетке с наличием инородных атомов. С повышением концентрации твердых растворов замещения t_кр возрастает сначала линейно, но при больших концентрациях происходит отклонение от линейной зависимости. В системах с непрерывными рядами твердых растворов t_кр меняется в зависимости от состава по кривой с максимумом.

Степень прироста t_кр с концентрацией (dt_кр / dC) определяется в отсутствии зуба текучести (см. раздел 2.4) главным образом разницей размеров атомов и модулей упругости основы и добавки.

Увеличение протяженности I стадии деформации при легировании – результат затруднения начала скольжения в новых плоскостях: если критическое напряжение сдвига возрастает, то концентрация напряжений у скоплений дислокаций в твердом растворе, 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 III стадии и увеличение здесь коэффициента упрочнения. Это связано с затруднением в результате легирования поперечного скольжения дислокаций (из-за увеличения сил трения), упорядочения 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 параметров, как энергия дефекта упаковки, размерное и электрохимическое несоответствие атомов растворителя и добавки, степень порядка и др.

Чем ниже температура деформации, тем более значительны различия твердых растворов и чистых металлов. Но если они обусловлены упорядочением, то влияние температуры становится неоднозначным: если с повышением температуры степень порядка растет, разница в деформационном упрочнении усиливается и наоборот.

Легирование растворимыми элементами, снижая энергию дефектов упаковки, увеличивает вероятность динамической рекристаллизации при горячей деформации с соответствующим изменением 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 находятся в окружении матрицы – твердого раствора на базе основного 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 количества дисперсных частиц стадия легкого скольжения может быть полностью подавлена, и кривая упрочнения монокристалла имеет тот же вид, что и у поликристалла. Частицы здесь тормозят дислокации уже на начальных этапах деформации, способствуя множественному скольжению. По мере деформации таких сплавов 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 дислокаций, так и переход их в новые плоскости путем поперечного скольжения и переползания. Поэтому они способствуют увеличению 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 избыточной фазы либо путем их перерезания, либо путем обхода с образованием дислокационных колец вокруг этих частиц. Перерезание возможно в том случае, если решетка частицы когерентна матрице. Вторым условием перерезания является настолько малое расстояние между когерентными частицами, чтобы дислокация не могла пройти между ними.

Если расстояние между когерентными выделениями становится больше некоторого 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 пластической деформации. При действии механизма перерезания деформация идет по меньшему числу систем скольжения, где действуют достаточно высокие приведенные напряжения сдвига. Локализация 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 преждевременному разрушению.

При обходе частиц пластическая деформация более равномерна, и в результате деформационная способность сплава оказывается выше.

Как известно, при пластической деформации резко увеличивается концентрация точечных дефектов, в первую очередь вакансий. 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 возможны диффузионные фазовые превращения. Последние (особенно при повышенных температурах испытания) могут вызывать различные аномалии упрочнения: например, выделение избыточных фаз при повышении температуры в определенном диапазоне ведет не к снижению, а к повышению напряжений течения и коэффициента деформационного упрочнения однофазного до испытания материала.

Знание изложенных в этой главе закономерностей формирования дислокационной структуры при пластической деформации и идущего при этом деформационного упрочнения позволяет интерпретировать, сопоставлять и приближенно прогнозировать вид кривых деформаций и структуру конкретных металлов и сплавов в заданных условиях деформации. Например, нас интересует, как будут выглядеть при комнатной температуре кривые растяжения отожженных латуней Л80 и Л63. Мы можем легко установить, что комнатная температура (20°С) для этих сплавов соответствует 0,23 и 0,25 по гомологической шкале (температура плавления латуни Л80 - 980°С, Л63 - 902°С). Следовательно, деформация обеих латуней будет идти при температурах в области границы между холодной и горячей деформацией. Латунь Л80 – однофазная, ее структура состоит из кристаллов твердого раствора на основе меди с ~20% цинка. В Л63, помимо более легированного (30-35 % в соответствии с диаграммой состояния Cu-Zn) медного раствора, будут присутствовать кристаллы β-фазы (CuZn). Это приведет к повышению уровня напряжений течения, увеличению коэффициента деформационного упрочнения и снижению деформационной способности двухфазной латуни Л63 по сравнению с однофазной Л80. В результате кривые растяжения их поликристаллов схематично будут выглядеть как на рис. 2.28.

 

 

 

Лекция разработана «___»________200__г.

 

_______________________Фигуровский Д.К.