Влияние различных факторов на пластическую деформацию металлов и их деформационное упрочнение

В предыдущих разделах дано общее качественное представление о картинах пластической деформации и закономерностях деформационного упрочнения при низкотемпературном растяжении чистых металлов. Было показано, что пластическая деформация и упрочнение сильно зависят от типа решетки, ориентировки кристалла, способа деформации (скольжением или двойникованием).

Рассмотрим теперь влияние ряда других важнейших факторов, определяющих существенные особенности деформации и упрочнения чистых металлов и, следовательно, многие их механические свойства.

Влияние энергии дефектов упаковки. Величина энергии дефектов упаковки у металлов с одним типом кристаллической решетки может существенно различаться (табл. 2.4). Известно, что увеличение энергии дефектов упаковки затрудняет расщепление дислокаций, уменьшает ширину полосы дефекта упаковки между частичными дислокациями. Это в свою очередь облегчает поперечное скольжение винтовых дислокаций: чем уже полоса дефекта упаковки, тем легче образуется перетяжка перед переходом в новую плоскость. Разница в легкости поперечного скольжения и определяет различия картин пластической деформации в металлах с разной энергией дефекта упаковки. Чем эта энергия больше, тем раньше (по уровню напряжений и величине деформации) начинается интенсивное поперечное скольжение, дислокации легче обходят различные барьеры. В результате укорачиваются стадии легкого и множественного скольжения, пластическое течение в основном осуществляется в условиях интенсивно развитого поперечного скольжения, снижается коэффициент деформационного упрочнения на III стадии. Соответственно поведению монокристаллов на III стадии меняются кривые деформационного упрочнения поликристаллов. Все эти различия иллюстрирует рис. 2.23, а, на котором сопоставлены кривые упрочнения меди и алюминия – ГЦК металлов с разной энергией дефектов упаковки (см. табл. 2.4).

Таблица 2.4. Усредненные значения энергии дефекта упаковки γ^* чистых металлов

 

Металл	γ, мДж/м2	Металл	γ, мДж/м2	Металл	γ, мДж/м2
Решетка ГЦК	Решетка ГП	Решетка ОЦК
Ag Pb Au Cu Pt Ni Al		Mg Re α_ Ti α_ Zr Zn		Ta V α_Fe Cr Mo W	>300 >300 >300

^*даются средние значения величин γ, определенные разными методами. Относительная ошибка в определении γ обычно составляет не менее 30%.

Рисунок 2. 23 - Сопоставление кривых деформационного упрочнения разных металлов (Мак Лин)

 

Для получения сопоставимых данных, отражающих влияние особенностей движения по-разному расщепленных дислокаций, кривые построены при одной гомологической температуре в координатах t/G-g для монокристаллов с одной ориентировкой (см. рис. 2.23,а) и S/E-e для поликристаллов (см. рис. 2.23.б). Отношение (t/G)/(S/E) при сравнении деформационного упрочнения разных металлов необходимо потому, что напряжение течения прямо пропорционально модулю на всех стадиях деформации. Следовательно, при прочих равных условиях, коэффициент деформационного упрочнения сравниваемых металлов также пропорционален их модулям. Чтобы исключить различия в кривых деформационного упрочнения, обусловленные разницей в модулях упругости, мы и откладываем по оси ординат на рис. 2.23 отношения t/G и S/E.

В металлах с высокой энергией дефектов упаковки редко образуются плоские скопления дислокаций, подобные показанным на рис. 2.17,а. Линии скольжения на их поверхности получаются волнистыми уже на ранних стадиях деформации, более четко проявляется фрагментация полос скольжения. Такие металлы, в частности, имеющий ГЦК решетку алюминий и многие ОЦК металлы, более склонны к образованию ячеистой дислокационной структуры после значительной деформации (см. рис. 2.17,г), в то время как в металлах с низкой энергией дефекта упаковки, например в ГЦК (Cu, Ag, Au), дислокации после аналогичной деформации распределяются более равномерно (см. рис. 2.17,в), хотя и в них при определенных условиях возможно формирование ячеистой структуры.

При низкотемпературной деформации внутри стенок наблюдаются объемные скопления изогнутых дислокаций (см. рис. 2.17,г). Это объясняется их взаимодействием с точечными дефектами, в первую очередь вакансиями, которые в большом количестве образуются при пластической деформации, например при движении винтовых дислокаций с порогами, появляющимися в результате пересечения с другими дислокациями, аннигиляции краевых дислокаций разных знаков и т.д.

Существенно сказывается энергия дефектов упаковки и на пластической деформации двойникованием. Поскольку образование двойниковой границы связано с необходимостью создания дефекта упаковки, уменьшение его энергии увеличивает вероятность двойникования. Зависимость критического напряжения начала двойникования t_дв от энергии дефектов упаковки имеет вид

t_{дв =} γ/b+Gb/2a ,

где b и a – вектор Бюргерса и радиус полупетли двойникующей дислокации.

Если γ мало, то t_дв может с большей вероятностью оказаться меньше критического напряжения сдвига, и пластическая деформация будет осуществляться двойникованием. Действительно, в меди, например, двойники образуются гораздо легче, чем в алюминии.

Помимо структуры металла (тип решетки, моно- и поликристалл, ширина полосы дефекта упаковки), на картине пластической деформации сильно сказываются внешние условия проведения деформации.

Влияние схемы напряженного состояния. Рассмотренная картина деформации и упрочнения при одноосном растяжении относится к наиболее простой схеме напряженного состояния, широко используемой в механических испытаниях и часто реализуемой на практике.

Применение более сложных схем испытания не должно вызывать качественных изменений. Конечно, при плоских и объемных схемах напряженного состояния обеспечить скольжение дислокаций в одной системе практически невозможно. Стадии же множественного и интенсивного поперечного скольжения будут характеризоваться качественно аналогичными, хотя и еще более сложными картинами линий скольжения и дислокационной структуры. Сохранятся и общие закономерности деформационного упрочнения.

Изменение схемы напряженного состояния меняет текстуру деформации. Например, при кручении (разноименное плоское напряженное состояние) ГЦК металла текстура соответствует уже направлениям <111> и <110>.

Схема нагружения может существенно сказываться на пластической деформации двойникованием, особенно металлов с ГП решеткой. Например, если деформировать монокристалл цинка с базисной плоскостью, ориентированной вдоль его оси, то при растяжении двойникование будет идти, а при сжатии нет (такой кристалл при сжатии будет деформироваться сбросообразованием). Если же деформировать монокристалл магния с той же ориентировкой, то картина будет обратная: двойникование идет при сжатии и не идет при растяжении. Причины этих эффектов связаны с особенностями кристаллографии двойникования в ГП кристаллах с разным отношением c/a.

Влияние температуры деформации. До сих пор мы рассматривали так называемую холодную пластическую деформацию при низких температурах от 0 до 0,2–0,25Т_пл, когда процессы термического возврата во время деформации еще можно не учитывать. Основные эффекты влияния температуры при холодной деформации показаны на примере трехстадийного растяжения монокристаллов никеля (рис. 2.24). Видно, что подъем температуры холодной деформации приводит к снижению уровня напряжений течения, сокращению первых двух стадий пластической деформации и расширению третьей, уменьшению коэффициента деформационного упрочнения на третьей стадии.

Уменьшение критического скалывающего напряжения t_кр и соответственно уровня напряжений течения на I стадии с повышением температуры – общее явление для металлов с разными решетками. Следует подчеркнуть, что снижение t_кр наиболее существенно именно в области низких температур. Например, повышение температуры испытания магния от 100 до 300К приводит к двукратному снижению t_кр , в то время как дальнейшее повышение температуры до 600 К уже заметно не сказывается на его t_кр .

 

 

 

Рисунок 2. 24 - Кривые деформационного упрочнения монокристаллов никеля при разных температурах (Хаазен)

Увеличение доли III стадии пластической деформации и уменьшение коэффициента упрочнения на этой стадии с повышением температуры обусловлено облегчением поперечного скольжения. Чем выше температура деформации, тем больше вероятность термической активации дислокаций, заторможенных у барьеров, достаточной для их преодоления.

Наиболее важным результатом повышения температуры для поликристаллов является снижение коэффициента упрочнения на III стадии из-за облегчения поперечного скольжения (на I и II стадиях dt/dg также снижается из-за уменьшения модуля сдвига, но эффект невелик). Это приводит к тому, что кривые растяжения поликристаллов при разных температурах могут заметно различаться по коэффициенту деформационного упрочнения и уровню напряжений течения.

Подъем температуры испытания выше (0,2 – 0,25)Т_пл приводит к тому, что успевают более или менее полно проходить процессы возврата. При этом картина пластической деформации серьезно изменяется.

Процессы термического возврата состоят в устранении неравновесного избытка точечных дефектов и, главное, в перестройке дислокационной структуры, формирующейся при деформации. При самопроизвольной перестройке свободная энергия кристалла должна снизиться, поэтому в результате возврата уменьшается плотность дислокаций, а остающиеся стремятся образовать устойчивые конфигурации, отличающиеся минимальной энергией, например в виде стенок или сеток, являющихся малоугловыми границами. Образование плоских дислокационных границ во время деформации называют динамической полигонизацией в отличие от статической, наблюдаемой при отжиге после деформации.

Существенная перестройка дислокационной структуры при возврате возможна лишь в условиях активного протекания термически активируемых процессов – поперечного скольжения и особенно переползания дислокаций. Поэтому чем выше температура, тем полнее возврат.

При высокотемпературной деформации перемещение дислокаций происходит под действием одновременно внешних напряжений и температурного воздействия (в отличие от возврата при отжиге после деформации). Здесь дислокации, в том числе краевые и смешанные, а также расщепленные, не привязаны так жестко к «своей» плоскости скольжения, как при низкотемпературной деформации, и могут легко переходить из одной плоскости в другую, выбирая себе самый легкий путь. Это можно рассматривать как проявление дополнительной степени свободы у дислокаций. При таком внешне произвольном и неупорядоченном движении дислокаций увеличивается вероятность их встреч, и поэтому растет, с одной стороны, число случаев их аннигиляции (из-за этого уменьшается плотность дислокаций), а с другой – склонность к образованию регулярных дислокационных структур, для которых характерно объединение большинства дислокаций в малоугловые границы. Такая полигонизованная структура с хорошо сформированными субзеренными границами наблюдается после деформации алюминия, например, уже при комнатной температуре, которая для него равна 0,31Т_пл (см. рис. 2.17,д).

Понятно, что термический возврат приводит к разупрочнению. Таким образом, в процессе деформации при повышенных температурах деформационное упрочнение из-за повышения плотности дислокаций и увеличения эффективности их торможения будет конкурировать с разупрочнением из-за снижения плотности дислокаций и совершенствования дислокационной структуры в результате термического возврата.

Диапазон температур от 0,2 – 0,25 до 1 по гомологической шкале делится на два интервала, граница между которыми соответствует (0,5 – 0,6) Т_пл . Между (0,2 – 0,25) и (0,5 – 0,6) Т_пл идет так называемая теплая, а выше

(0,5 – 0,6) Т_пл – горячая деформация.

В процессе теплой деформации термический возврат всегда неполный, т.е. число вновь образующихся дислокаций здесь больше, чем число аннигилирующих. Поэтому при теплой деформации, как и при холодной, деформационное упрочнение проходит от начала нагружения и вплоть до разрушения. Трехстадийность упрочнения монокристалла с повышением температуры теплой деформации постепенно полностью устраняется, и деформация практически целиком может быть отнесена к III стадии интенсивно развитого поперечного скольжения и переползания дислокаций. Геометрия кривых упрочнения поликристаллов при переходе от холодной к теплой деформации качественно не меняется, происходит лишь снижение уровня напряжений течения и коэффициента деформационного упрочнения.

Максимальная плотность дислокаций, достигаемая в результате теплой деформации, обычно не превышает 10¹⁰ – 10¹¹ см^-2, т.е. на один-два порядка ниже, чем после холодной.

Горячая деформация имеет много общего с теплой, но принципиально отличается от нее полнотой термического возврата в определенном диапазоне степеней деформации. Поэтому стадийность горячей деформации качественно иная, чем при теплой и тем более холодной деформации. На рис. 2.25 схематично показаны два возможных типа кривых горячей деформации (качественно они являются общими для моно- и поликристаллов).

 

 

Кривая 1 характерна для металлов с высокой энергией дефектов упаковки, например алюминия, ОЦК металлов. После упругой деформации до точки а начинается 1 стадия горячей деформации, которую называют стадией горячего наклепа (участок ab). На этой стадии термический возврат проходит частично, плотность дислокаций растет, и поэтому происходит определенное деформационное упрочнение. С увеличением степени деформации на стадии горячего наклепа формируется сначала ячеистая, а затем полигонизованная структура – идет динамическая полигонизация. К моменту достижения точки b термический возврат, скорость которого контролируется наиболее медленным процессом переползания дислокаций, становится полным, и начинается вторая – установившаяся стадия горячей дислокации (см. рис. 2.25, участок bk кривой 1). Эта стадия характеризуется близким к нулю деформационным упрочнением (на экспериментальных кривых может наблюдаться слабое упрочнение или разупрочнение), субструктура тоже практически не меняется – форма, размер субзерен и плотность дислокаций (10⁹, изредка 10¹⁰ см²) остаются постоянными.

Кривые горячей деформации, подобные кривой 2 на рис. 2.25, чаще характерны для металлов с низкой энергией дефектов упаковки. В этом случае наблюдаются три стадии горячей пластической деформации. На первой (участок ab) проходит деформационное упрочнение, причем здесь степень горячего наклепа должна быть значительно больше из-за трудностей перестройки растянутых дислокаций путем поперечного скольжения и особенно переползания.

В таких условиях динамическая полигонизация не получает развития, формируется дислокационная структура, характеризующаяся объемными сплетениями дислокаций. В результате создаются структурные и энергетические условия, необходимые для зарождения центров динамической рекристаллизации. Они могут появиться еще до достижения точки b, но когда их станет достаточно много, то из-за пониженной плотности дислокаций внутри этих рекристаллизованных зерен образуется участок разупрочнения bc. На этой стадии завершается динамическая рекристаллизация всего объема образца, и одновременно происходит повышение плотности дислокаций внутри рекристаллизованных зерен в результате продолжающейся деформации.

К моменту достижения точки с устанавливается динамическое равновесие между количеством новых дислокаций и исчезающих в результате непрерывно продолжающейся динамической рекристаллизации – наступает третья, установившаяся стадия ck горячей деформации. На этой стадии средний размер рекристаллизованных зерен и плотность дислокаций (10⁹ см^-2) уже не меняются, деформационное упрочнение, как и на кривой 1 близко к нулю.

Переход к установившейся стадии горячей деформации и в случае динамической полигонизации, и при динамической рекристаллизации происходит после истинной деформации на 10-50%. С повышением температуры горячей деформации установившаяся стадия начинается все раньше, снижается уровень напряжений течения, уменьшается вероятность динамической рекристаллизации (из-за уменьшения степени горячего наклепа).

Еще одной особенностью горячей деформации поликристаллов является заметное развитие межзеренной деформации, т.е. смещение зерен одного относительно другого по поверхности границ. До сих пор мы игнорировали этот механизм деформации, считая, что она осуществляется только за счет перемещения дислокаций внутри зерен. При холодной и теплой деформации вкладом межзеренных смещений в общую деформацию можно было пренебречь без большой погрешности. При горячей же деформации этот вклад может стать значительным, однако только при малых скоростях и в мелкозернистых материалах. Более подробно межзеренная деформация будет рассмотрена при анализе высокотемпературной ползучести (см. раздел 2.8).

 

 

Рисунок 2. 26 - Кривые кручения при 100 ⁰С стали с 0,25% С (Россар). Цифры у кривых - число скручиваний в минуту.

Влияние скорости деформации. При статическом нагружении увеличение скорости деформации влияет на формирующуюся структуру и упрочнение качественно так же, как снижение температуры. Это легко понять, если учесть, что при всех температурах, в том числе низких, при пластической деформации конкурируют процессы упрочнения и разупрочнения (динамический и термический возврат). При этом полнота протекания термически активируемых процессов разупрочнения, связанных с поперечным скольжением и переползанием дислокаций, должна быть тем больше, чем длительнее деформация, т.е. чем меньше ее скорость. Особенно сильно влияние скорости деформации при повышенных температурах. На рис. 2.26 показаны кривые горячего кручения с разными скоростями стали с 0,25%С при 1100°С. Видно, насколько существенно снижается уровень напряжений течения и меняется геометрия кривых по мере уменьшения скорости деформации, обеспечивающего более полное протекание термического возврата. С увеличением скорости при данной температуре горячей деформации должна увеличиваться вероятность динамической рекристаллизации. При больших скоростях горячей деформации она наблюдается даже в металлах с высокой энергией дефектов упаковки, например, в алюминии.