Влияние легирования и структуры на механические свойства металлов при статических испытаниях гладких образцов
ТЕКСТ ЛЕКЦИИ.
Твердость.
Тема лекции: Влияние состава и структуры на механические свойства.
Доцент к.т.н. Фигуровский Д.К.
ТЕМА. Свойства при статических испытаниях.
По дисциплине 4638 «Механические свойства и дефекты
УТВЕРЖДАЮ
ПРИБОРОСТРОЕНИЯ И ИНФОРМАТИКИ
МОСКОВСКИЙ ГОСУДАРСТВЕННЫЙ УНИВЕРСИТЕТ
КафедраТИ-6 «Материаловедение и технологии новых материалов»
Заведующий кафедрой_ТИ-6
_________ Крашенинников А.И.
«___»_________200__г.
Для студентов 3 курса
факультета ТИ
специальности 150601
ЛЕКЦИЯ№ 12
кристаллического строения металлов» для специальности
Обсуждена на заседании кафедры
(предметно-методической секции)
«__»___________200__г.
Протокол № __
МГУПИ – 200__г.
Учебные и воспитательные цели:
Освоение теоретических знаний по курсу «Механические свойства и дефекты кристаллического строения металлов» - темы Свойства при статических испытаниях.
Время:2 часа (90 мин.).
Литература(основная и дополнительная):
1. Новиков И.И., Розин К.М. Кристаллография и дефекты кристаллической решетки. -М.: Металлургия, 1990. - 336 с.
2. Золоторевский В.С. Механические свойства металлов. - М.: Металлургия, 1998. - 399с.
З. Золоторевский В.С., Портной В.К. Механические свойства металлов. Часть 1.Статические испытания. Лабораторный практикум. М.: МИСиС. 1987. № 534.-143с..
4. Новиков И.И., Строганов Г.Б., Новиков А.И. Металловедение термообработка и рентгенография. М. МИСиС, 1994, 480с.
5. Богатов А.А. Механические свойства и модели разрушения металлов. Екатеринбург: ГОУ впо УГТУ-УПИ. 2002.329с.
6. Регель В.Р., Слуцкер А.И., Томашевский Э.Е. Кинетическая природа прочности твердых тел.М. Наука, 1974г., 560с.
7. Фигуровский Д.К. Алиев Р.Т. Механические свойства и теория термической обработки металлов и сплавов. Практикум М.; МГУПИ. 2007г. 186с.
Учебно-материальное обеспечение:
Использование компьютерной техники для электронной призентации наглядных материалов лекции
ПЛАН ЛЕКЦИИ:
Введение– 5 мин. Значение вопросов изучения свойств при статических испытаниях.
Основная часть (учебные вопросы) – до 80 мин.
1-й учебный вопрос. Влияние состава и структуры на механические
свойства.
2-й учебный вопрос. Испытания образцов с надрезом и трещиной.
3-й учебный вопрос. Твердость.
Заключение – 5 мин. Выводы по прочитанной лекции. Ответы на
вопросы студент
В разделе 2.3 при обсуждении влияния примесей и легирования на деформационное упрочнение, упоминалось и об изменении уровня напряжений течения. Повышение этого уровня при легировании равносильно повышению отдельных прочностных характеристик: пределов текучести, прочности и др. Наиболее четко связаны с изменением параметров структуры в результате легирования характеристики (в частности, предел текучести) сопротивления сплавов малым деформациям. Предел прочности, истинное сопротивление разрыву, а также характеристики пластичности неоднозначно зависят от легирования.
В табл. 2.6 даны значения предела текучести, временного сопротивления и относительного удлинения при одноосном растяжении ряда важнейших металлических материалов. Эта таблица лает общее представление об уровнях свойств этих материалов. Видно, что в пределах каждой группы сплавов диапазон изменения свойств очень широк и определяется составом и структурой сплавов.
Растворное упрочнение
При легировании металлов растворимыми добавками повышаются все прочностные характеристики. В частности, предел текучести поликристаллических сплавов – твердых растворов замещения почти прямо пропорционален концентрации легирующего элемента до 10 - 30 % (ат.). На рис. 2.58 показаны зависимости условного предела текучести σ1,0 твердых растворов на основе меди от содержания (C) добавки. Видно, что разные легирующие элементы оказывают различное упрочняющее действие. Для твердых растворов внедрения на основе о.ц.к. металлов чаще характерна пропорциональность предела текучести корню квадратному из концентрации. Важно подчеркнуть, что, зная концентрационные зависимости предела текучести двойных сплавов, можно с достаточно высокой точностью (при отсутствии упорядочения) рассчитывать предел текучести не сильно легированных многокомпонентных твердых растворов, используя правило аддитивности. Если, например, известно, что добавление 1% (ат.) Al к меди вызывает прирост σ0,2 МПа, то таким же будет эффект при легировании латуни, и мы можем без эксперимента определить σ0,2 тройного твердого раствора Cu – Zn – Al. При взаимодействии легирующих элементов между собой и с атомами металла-основы правило аддитивности соблюдается хуже. В результате, например, в титановых сплавах наблюдается отклонение в сторону усиления упрочнения по мере увеличения числа компонентов.
|
Таблица 2.6. Механические свойства гладких образцов из конструкционных сплавов при одноосном растяжении (комнатная температура)
| Материал | σ0,2, МПа | σв, МПа | δ, % |
| Углеродистые стали (отожженные) Высокопрочные легированные стали (закаленные и отпущенные) Серые чугуны Чугун с шаровидным графитом и ковкий Термически неупрочняемые алюминиевые сплавы Термически упрочняемые алюминиевые сплавы Латуни и бронзы Титановые сплавы Магниевые сплавы | 150 –170 700 – 2500 - 200 - 500 40 –350 200 - 600 100 –800 200 – 1000 120 - 350 | 300 – 900 950 – 3000 100 – 380 300 – 800 80 – 430 300 – 700 200 – 1300 300 – 1300 240 - 420 | 5 – 40 5 – 15 - 3 – 20 10 – 45 3 – 20 5 – 60 8 – 20 3 - 20 |
Наиболее важными для теории легирования являются вопросы о механизме упрочнения и целенаправленного выбора легирующих элементов, дающих наибольший прирост прочностных свойств.
Повышенная прочность сплавов – твердых растворов по сравнению с чистыми металлами обусловлена увеличением сил трения при движении дислокаций, образованием примесных атмосфер и изменением дислокационной структуры при легировании.
Главной причиной увеличения сил трения является упругое взаимодействие скользящих дислокаций с растворенными атомами. Последние можно разделить на две большие группы: вызывающие вокруг себя искажения кристаллической решетки с шаровой симметрией (например, атомы замещения) и вызывающие тетрагональные искажения решетки (например, атомы внедрения в металлах с ОЦК решеткой). Растворенные атомы, вызывающие тетрагональные искажения, приводят к возникновению больших упругих напряжений. В результате прирост сил трения и соответственно напряжений течения оказывается значительно больше, чем при введении атомов, вызывающих искажение решетки с шаровой симметрией.
Величина упругих искажений решетки определяется также разницей в атомных размерах и модулей упругости растворителя и добавки. Чем больше эта разница, тем больше прирост сопротивления движению дислокаций в твердых растворах любого типа.
Увеличение сил трения при образовании твердых растворов должно вызывать прирост всех характеристик сопротивления пластической деформации, начиная от предела упругости и кончая истинным сопротивлением разрыву.
Второй основной механизм растворного упрочнения – образование примесных атмосфер на дислокациях – действует в большинстве случаев лишь на начальных стадиях пластической деформации и влияет в основном на пределы упругости и текучести. Но если при растяжении в образце идет динамическое деформационное старение, то механизм закрепления дислокаций примесными атмосферами может работать вплоть до поздних стадий деформации, обуславливая, в частности, прирост предела прочности.
Выше уже было рассмотрено влияние примесей внедрения, образующих атмосферы Коттрелла, на предел текучести о.ц.к. металлов. В твердых растворах с ГЦК и ГП решетками большое значение имеет закрепление растянутых дислокаций атмосферами Сузуки, возникающими из-за разницы в растворимости легирующего элемента в дефекте упаковки и окружающей его матрице. Если коттрелловские атмосферы «размываются» при относительно низких температурах (часто <0,3 – 0,4 Tпл,), то атмосферы Сузуки сохраняются вплоть до 0,5 – 0,55 Тпл. Они обеспечивают прирост прочностных характеристик в более широком интервале температур испытания.
Притяжение растворенных атомов к дислокациям можно объяснить также и их электростатическим взаимодействием: ядро дислокации имеет электрический заряд и реагирует с дополнительным зарядом, который возникает у инородного атома с отличной от растворителя валентностью. Чем больше разница в валентностях, тем сильнее электростатическое взаимодействие. По расчетным оценкам оно составляет около 20% от упругого.
Третий механизм растворного упрочнения связан с влиянием легирования на дислокационную структуру. Мы уже знаем (раздел 2.3), что легирование может существенно сказываться на энергии дефекта упаковки в твердых растворах (обычно снижать ее). Наблюдающееся в результате этого затруднение поперечного скольжения вносит вклад в прирост прочности, особенно на поздних стадиях деформации.
Легирование, вызывая блокировку дислокаций, увеличение сил трения, изменение энергии дефекта упаковки, приводит к формированию иных дислокационных структур во время растяжения, наблюдается изменение механических свойств, связанное с влиянием субструктуры.
Итак, легирование металлов растворимыми добавками вызывает упрочнение по целому ряду причин. Механизмы упрочнения разнообразны и часто действуют совместно. В большинстве случаев мы еще не можем количественно оценивать вклад того или иного механизма в общее упрочнение. Но даже качественный анализ этих механизмов позволяет наметить принципиальные критерии выбора легирующих элементов для получения максимального растворного упрочнения. К таким критериям можно отнести:
1) величину растворимости легирующего элемента в основе (прочностные свойства растут с увеличением легированности);
2) способ растворения атомов добавки (замещение или внедрение);
3) разницу в атомных размерах добавки и основы;
4) разницу в валентностях легирующего элемента и растворителя;
5) разницу в упругих константах основы и добавки (понятно, что чем больше эта разница, как и в п.3, 4, тем значительнее прирост прочностных характеристик).
При создании высокопрочных сплавов легирующие элементы стремятся выбирать таким образом, чтобы максимально использовать все перечисленные критерии. Но осуществить это на практике трудно. Например, создание сильнолегированных твердых растворов внедрения невозможно из-за низкой растворимости элементов внедрения в металлах и высокой хрупкости растворов внедрения. Следует отметить, что вообще сильное растворное упрочнение часто сопровождается снижением характеристик пластичности, поскольку существенное ограничение подвижности дислокаций должно вызывать уменьшение производимой ими деформации. Это не значит, что любому растворному упрочнению должно соответствовать снижение пластичности. Достаточно часто, например, при увеличении концентрации цинка в α-латунях, параллельно растут прочность и пластичность твердых растворов.
Если растворное упрочнение сопровождается существенным снижением деформационной способности, то характеристики предельной прочности (σв, Sв, Sk) могут снижаться. Поэтому в общем случае их зависимость от концентрации твердого раствора должна описываться кривой с максимумом: сначала, пока характеристики пластичности не сильно снизились, увеличение легированности будет вызывать рост всех прочностных свойств, но когда пластичность упадет сильно, характеристики предельной прочности тоже будут снижаться с увеличением концентрации твердого раствора.
Механические свойства металла или твердого раствора заданного состава могут существенно изменяться в зависимости от их структурного состояния. Выше уже отмечалось, что измельчение зерна повышает прочностные и пластические характеристики. Упрочнению способствует также увеличение плотности дислокаций, создание полигонизованных структур.
В деформированных металлах и сплавах, для которых характерно наличие текстуры, механические свойства образцов, вырезанных и растягиваемых при испытании вдоль направления деформации (прокатки, прессования), обычно выше, чем в поперечном направлении.
Влияние выделений избыточных фаз
Выделения избыточных фаз могут обеспечить прирост прочности вплоть до температуры солидуса сплава. Но не все выделения вызывают упрочнение, а если оно и наблюдается, то изменяется в широких пределах. Прирост прочности за счет введения частиц избыточных фаз зависит в первую очередь от свойств и структуры этих фаз, их связи со структурой матрицы, формы и размера частиц и расстояния между ними, характера распределения частиц в матрице. В общем можно сказать, что наибольшего упрочнения сплава можно ожидать в тех случаях, когда вторая фаза дисперсна, равномерно распределена в объеме сплава, а расстояние между ее частицами мало. Все или часть этих условий выполняются при дисперсионном упрочнении сплавов.
Дисперсионное упрочнение, или твердение, достигается при старении (отпуске) в результате распада образовавшихся после закалки пересыщенного твердого раствора (метастабильной фазы). В других случаях упрочнение в результате введения мелких частиц избыточных фаз называют дисперсным. В последние годы все более широко применяется внутреннее окисление, при котором диффундирующий в образец при окислительном отжиге кислород взаимодействует с химически активными легирующими элементами, образуя равномерно распределенные в объеме дисперсные выделения оксидов.
Чаще всего дисперсное упрочнение реализуется в порошковой металлургии, когда к металлу-основе добавляют порошок заранее приготовленной фазы-упрочнителя, не взаимодействующей с матрицей (например, ThO2 к вольфраму). Затем эту смесь порошков подвергают обработке и получают материал, структура которого состоит из зерен матрицы с равномерно распределенными в ней включениями избыточной фазы. Дисперсионно- и дисперсно-упрочненные материалы обладают, как правило, более низкой пластичностью, чем неупрочненная матрица.
О механизме упрочнения сплавов за счет частиц избыточных фаз уже говорилось выше (см. раздел 2.3). Эти частицы пересекают плоскости скольжения дислокаций матрицы и препятствуют их перемещению. Если частицы дисперсны, близко расположены и когерентны матрице, то дислокации могут проходить через них, «перерезать» частицы. Если же частицы некогерентны и достаточно далеки одна от другой, то дислокации «проталкиваются» между ними, оставляя петли вокруг частиц. Напряжение, необходимое для такого проталкивания
τ = τ0 + αGb/l , (2.22)
где τ0 – напряжение течения материала матрицы без выделений; l – расстояние между частицами; α – коэффициент.
В первом приближении это напряжение должно соответствовать напряжению течения гетерофазного сплава (с монокристальной матрицей). Зависимость напряжения течения от объемной доли Q некогерентных частиц определяется уравнением
τ = τ0 +G’[Q⅓ / (0,82 - Q⅓ )] / 4α,
где G’ – модуль сдвига избыточной фазы.
Как видно из формулы (2.22), прочностные свойства растут обратно пропорционально расстоянию l между частицами до тех пор, пока l не станет величиной того же порядка, что и минимально возможный радиус изгиба дислокационной линии (50 – 100 межатомных расстояний). При меньших расстояниях между выделениями дислокации могут перемещаться только через них. Это становится возможным при условии хотя бы частичной когерентности структур выделения и матрицы, когда определенные плоскости и направления кристаллической решетки матрицы плавно продолжаются в решетке выделения. Такая ситуация возникает обычно на ранних стадиях старения, если внутри твердого раствора образуются зоны Гинье - Престона или промежуточные фазы.
При перерезании дислокациями выделений упрочнение достигается вследствие ряда причин. Движению дислокаций препятствует поле упругих напряжений вокруг выделения. Для перемещения дислокаций внутри частиц требуются более высокие напряжения, так как их модуль сдвига обычно выше, чем у матрицы. Если выделение имеет упорядоченную структуру, то необходимо затратить дополнительную энергию для разупорядочения в плоскости скольжения. Как видно из схемы (см. рис. 2.58,а), после прохождения дислокации через частицу образуются новые поверхности раздела между ней и окружающей матрицей. Это также требует дополнительного напряжения. Если частицы со средним радиусом r имеют неупорядоченную структуру, то напряжение течения, необходимое для перерезания частиц, определяется выражением
τ = τ0 + (
/ π)(Qγs / r),
где Q – объемная доля выделений; γs – поверхностная энергия на границе раздела матрица – выделение.
Из рассмотренного следует, что дисперсионное упрочнение может быть обусловлено как обходом, так и перерезанием частиц дислокациями. При дисперсном упрочнении вторая фаза, как правило, некогерентна матрице, а расстояние между отдельными частицами намного больше минимального радиуса изгиба дислокации. Поэтому здесь дислокации не должны проходить через частицы, и максимальная степень упрочнения меньше. Но на практике это подтверждается только при относительно низких температурах, когда в результате дисперсионного упрочнения действительно можно получить значительно больший относительный прирост прочности, чем при дисперсионном упрочнении. При высоких температурах (>0,5 – 0,6Тпл) продукты старения, как правило, становятся грубыми (они коагулируют в процессе работы при высокой температуре) и к тому же менее стабильными, чем частицы в дисперсионноупрочненных материалах, В результате высокотемпературное упрочнение таких материалов более значительно, чем в закаленных и состаренных сплавах.
Увеличение количества дисперсных частиц второй фазы однозначно повышает все характеристики сопротивления малым деформациям. Однако параллельно этому происходит снижение показателей пластичности. В результате зависимость характеристик предельной прочности от количества дисперсных частиц должна описываться кривой с максимумом.
Частицы избыточных фаз содержатся в структуре многих сплавов, не подвергающихся дисперсионному или дисперсному упрочнению. Они могут образовываться при кристаллизации, выделяться или видоизменяться в процессе деформации, отжига и т.д. Такие частицы по размерам и расстоянию между ними обычно на порядки больше, чем те, которые обеспечивают максимальное упрочнение, например, при старении или внутреннем окислении. Двух- и многофазные сплавы с такими частицами рассматриваются как механические смеси, свойства которых аддитивно складываются из свойств отдельных фаз, составляющих данную смесь. Строго говоря, правило аддитивности должно выполняться только в том случае, если в процессе испытания все фазы принимают одинаковое участие в деформации образца. В реальных сплавах свойства разных фаз обычно существенно различаются. Если, например, основная фаза относительно мягка и пластична, а избыточная – тверда и хрупка, то деформация образца осуществляется в основном в результате деформации матрицы, правило аддитивности не выполняется, хотя, конечно, с увеличением объемной доли твердой фазы прочностные свойства сплава растут, а пластичность падает.
Большое значение имеет характер распределения крупных частиц избыточных фаз в гетерофазных сплавах. Если они хрупки и располагаются в виде сплошных цепочек по границам зерен, то сплав имеет низкие пластичность (δ и ψ близки к нулю) и прочность. Если же они равномерно распределены по объему сплава в виде компактных включений, то механические свойства выше. Компактные (например, сферические) включения второй фазы обеспечивают более высокие характеристики предельной прочности и пластичности по сравнению с игольчатыми и пластинчатыми частицами, даже если последние распределены только по телу зерна. Все эти факты можно объяснить большей легкостью зарождения и развития трещин вдоль или вблизи границ зерен, занятых избыточными выделениями, и вдоль вытянутых частиц хрупкой фазы.
Выше отмечалось, что частицы избыточных фаз, более хрупкие, чем матрица, снижают характеристики пластичности. Но в некоторых случаях возможно и повышение пластичности при введении дозированного количества частиц определенной формы, благодаря уменьшению длины зародышевых трещин (см. раздел 2.4).
Частицы избыточных фаз обычно усиливают анизотропию механических свойств деформированных сплавов. При обработке давлением эти частицы вытягиваются вдоль направления (и плоскости) деформации, образуя характерную строчечность. Характеристики пластичности, а часто и прочности, определяемые на образцах, ось которых перпендикулярна направлению деформации при обработке, значительно ниже, чем у продольных образцов. Например, прессованная полоса из сплава Д16 после закалки и искусственного старения имеет следующие свойства при растяжении образцов, вырезанных в различных направлениях1
Направление σ0,2, МПа σв, МПа Sk, МПа δ, % Ψ, % вырезки
Долевое………………. 390 495 587 10,2 15,8
Под углом 45° к
направлению
прессования…………. 307 426 470 6,7 11
Высотное…………….. 325 402 427 2,7 5,6