Физические основы прочности

1. Физические основы прочности

Рущиц Сергей Вадимович,
д.ф-м.н. проф. кафедры МФХМ
(8-912-89-28-471)

2. Содержание курса

Цели курса: формирование у бакалавров современных представлений
- о физических явлениях и процессах, отвечающих за деформационное
поведение металлических материалов;
- об эволюции структуры и свойств в процессе холодной и горячей пластической
деформации;
- о контролируемых термомеханических процессах, используемых в
производстве
для
обеспечения
требуемой
структуры
и
свойств
металлопродукции.
Содержание курса
1.
2.
3.
4.
5.
6.
Механизм пластической деформации и основы теории дислокаций
Механизмы упрочнения
Холодная деформация
Особенности горячей деформации
Ползучесть и сверхпластичность
Основные виды контролируемых термомеханических процессов
2

3.

Раздел 1
Механизм пластической деформации и
основы теории дислокаций

4.

1.1 Сдвиговый механизм пластической деформации
Пластическая деформация осуществляется сдвигом одних частей кристалла относительно
соседних частей по строго определенным кристаллографическим плоскостям и в строго
определенных кристаллографических направлениях (рис. 1.1)
Направление
приложенной
силы
Плоскость сдвига
(скольжения)
Монокристалл
Поликристалл
Рис. 1.1. Линии скольжения на поверхности деформированных образцов
Совокупность плоскости сдвига и лежащего в ней направления сдвига образуют систему
скольжения.
4

5.

Плоскостями и направлениями сдвига являются наиболее плотноупакованные плоскости
и направления кристаллической решетки (рис. 1.2 и таблица 1.1.)
ГЦК- структура
ОЦК- структура
ГПУ- структура
Рис. 1.2. Плоскости и направления сдвига в ГЦК, ОЦК и ГПУ структурах
Таблица 1.1. Системы скольжения в металлах
5

6.

1.2 Теоретическая сдвиговая прочность бездефектных кристаллов
В бездефектном кристалле для сдвига одной части кристалла относительно другой
требуется одновременно разорвать все межатомные связи, действующие поперек плоскости
сдвига (рис. 1.3). Для этого необходимо приложить очень высокое касательное напряжение
порядка 0,16 от модуля сдвига G:
0теор.
G
0,16G.
2
(1.1)
В реальности, пластическая деформация
чистых металлов начинается при
напряжениях на три порядка меньше
(таблица 1.2).
Рис. 1.3. Сдвиг одной части кристалла относительно
другой части в совершенном кристалле
Причина резкого несоответствия теории
и эксперимента заключается в том, что, в
действительности, сдвиг не захватывает
всю
плоскость
одновременно,
а
распространяется постепенно за счет
движения
дефектов,
называемых
дислокациями.
-
Таблица 1.2. Теоретические и экспериментальные
напряжения сдвига
Металл
Теория [MPa]
G/2
Эксперимент [MPa]
Al
4200
0.7-0.8
Cu
7700
0.5-3
Fe
13000
25-30
6

7.

1.3 Краевые и винтовые дислокации
Дислокации – линейные дефекты, представляющие собой границу незавершенного сдвига.
Краевая дислокация - атомный ряд, которым заканчивается экстраплоскость (рис. 1.4).
b
Рис. 1.4. Модели краевой дислокации
Когда дислокация, двигаясь под действием касательных напряжений, выходит на
поверхность кристалла, одна часть кристалла смещается относительно другой части на одно
межатомное расстояние. Направление и величина сдвига, вызываемого движением
дислокации, задается ее вектором Бюргерса b.
Вектор Бюргерса краевой дислокация перпендикулярен линии дислокации. Краевая дислокация
скользит в плоскости, содержащей ее линию и вектор Бюргерса.
Для перемещения дислокации на одно межатомное расстояние требуется разорвать связи
только между двумя атомными рядами. Это обстоятельство объясняет низкие напряжения
сдвига реальных кристаллов.
7

8.

Экстраплоскость краевой дислокации может находиться не только в верхней, но и в нижней
части кристалла (рис. 1.5). В первом случае дислокации называют положительными, во
втором – отрицательными.
Рис. 1.5. Скольжение отрицательной краевой дислокации
Под действием одного и того же касательного напряжения
положительные и отрицательные дислокации двигаются в
противоположных направлениях.
При встрече положительные и отрицательные дислокации,
скользящие в одной плоскости в направлении друг к другу,
уничтожаются (аннигилируют) (рис. 1.6).
Рис. 1.6. Аннигиляция краевых дислокаций
противоположного знака
8

9.

Винтовая дислокация – ось закручивания атомных плоскостей (рис.1.7).
Рис. 1.7. Модели винтовой дислокации
Вектор Бюргерса b винтовой дислокации параллелен линии дислокации (АВ). Дислокация
движется в направлении, перпендикулярном приложенным касательным напряжениям.
Как и в случае краевой дислокации, для перемещения винтовой дислокации нужно разорвать
межатомные связи только между атомами вблизи линии дислокации. Поэтому напряжения,
необходимые для начала движения дислокации малы.
Положительные и отрицательные
винтовые дислокации отличаются
направлением закручивания атомных
плоскостей. При встрече
они
аннигилируют (рис. 1.8).
Рис. 1.8. Аннигиляция винтовых дислокаций противоположного знака
9

10.

1.4 Переползание краевых и поперечное скольжение винтовых дислокаций
Краевая дислокация легко скользит в плоскости, содержащей линию дислокации и ее вектор
Бюргерса. Однако для перехода в соседнюю (верхнюю) плоскость скольжения краевой
дислокации требуется уменьшить высоту экстраплоскости. Для этого необходим
диффузионный подвод вакансий («пустых» узлов кристаллической решетки) к линии
дислокации (рис. 1.9).
вакансии
Рис. 1.9. Переползание краевой дислокации
Такое диффузионно-контролируемое движение краевой дислокации из исходной плоскости
скольжения в параллельную плоскость скольжения называется переползанием дислокации.
При низких температурах, когда концентрация вакансий мала, переползание краевых
дислокаций крайне затруднено. В результате, краевая дислокация не может огибать
встречающиеся на ее пути препятствия.
При высоких температурах концентрация вакансий и скорость их перемещения резко
возрастают. Поэтому переползание краевых дислокаций облегчается.
10

11.

Винтовые дислокации не имеет экстраплоскости. Поэтому они могут легко переходить из
одной плоскости скольжения в другую, т.е. участвовать в поперечном скольжении (рис.
1.10). Как следствие, в отличие от краевых дислокаций, винтовые дислокации легко
огибают препятствия.
Винтовая дислокация
Плоскость поперечного скольжения
Плоскость первичного скольжения
Рис. 1.10. Поперечное скольжение винтовой дислокации
Таким образом, винтовые дислокации более подвижны, чем краевые дислокации
11

12.

1.5 Смешанные дислокации и дислокационные петли
Смешанные дислокации
У смешанных дислокаций вектор Бюргерса образует с линией
дислокации произвольный угол. Так, дислокация на рисунке имеет
краевую (вблизи точки В) и винтовую (вблизи точки А) ориентации.
Рис. 1.11. Смешанные дислокации
Дислокационные петли
Являясь границей незавершенного сдвига, дислокация должна
выходить на границы кристалла, либо замыкаться на себя,
образуя дислокационную петлю (рис. 1.12).
Рис. 1.12. Дислокационная петля ПЭМ
12

13.

1.6 Дислокации – источники полей упругих напряжений
Дислокации – центры внутренних упругих напряжений. Вокруг винтовой дислокации
возникают только касательные напряжения, параллельные линии дислокации и
закручивающие кристалл вокруг линии дислокации.
Касательные напряжения падают с ростом расстояния x от линии
дислокации относительно медленно (как 1/x). Поэтому говорят, что
поля напряжений вокруг дислокаций дальнодействующие.
z
Рис. 1.13. Касательные напряжения вокруг
винтовой дислокации
Вокруг краевой дислокации также возникают дальнодействующие
касательные напряжения
Кроме того, вокруг краевой дислокации существуют
нормальные
напряжения
(сжатие
выше
экстраплоскости и растяжение в области ниже
экстраплоскости).
Являясь источниками полей упругих напряжений,
дислокации повышают энергию кристалла. Энергия,
приходящаяся на единицу длины дислокации,
пропорциональна квадрату модуля вектора Бюргерса:
1
U Gb 2 .
2
Рис. 1.14. Нормальные напряжения
вокруг винтовой дислокации
13

14.

1.7 Размножение дислокаций. Источник Франка-Рида
Рассмотрим участок краевой дислокации AB, концы которого закреплены, например,
пересечением с другими дислокациями, лежащими вне плоскости чертежа (рис. 1.15).
l
Рис. 1.15. Схема работы источника Франка-Рида
Рис. 1.16. ПЭМ- изображение
источника Франка-Рида
Под действием внешних касательных напряжений прямолинейный сегмент AB изгибается в
полуокружность. Дальнейшее расширение сегмента не требует роста напряжений. В конце
концов, элементы формирующейся петли встретятся «позади» источника. Имея
противоположный знак, эти участки дислокации аннигилируют, петля отделяется от сегмента
AB, а сам сегмент возвращается в исходное положение. Цикл повторяется, и источник под
действием внешних напряжений может генерировать большое количество дислокационных
петель.
14

15.

1.8 Плотность дислокаций
Количество дислокаций в кристалле характеризуется величиной, называемой плотностью
дислокаций. Плотность дислокаций определяют как число дислокаций, пересекающих
единичную площадку кристалла (рис.)
n
.
S
Из этого выражения следует, что площадь, приходящаяся на одну
дислокацию, равна 1/ , а среднее расстояние между соседними
дислокациями равно
1
l
и уменьшается с ростом плотности дислокаций.
Плотность дислокаций у недеформированных металлов (105 – 107 ) см-2
В процессе деформации плотность дислокаций возрастает на несколько порядков до (1014
– 1015 ) см-2
15

16.

1.9 Плоские скопления дислокаций
Если на плоскости скольжения имеется препятствие, то дислокации, испущенные источником
Франка- Рида, скапливаются у этого барьера (рис. 1.17).
Пусть - приложенное внешнее напряжения, а n –
число дислокаций в скоплении.
Тогда в голове (вершине) плоского скопления
формируются напряжения l в n большие приложенных
напряжений :
Дислокационный источник
Рис. 1.17. Плоское скопление дислокаций у
границы зерна
l n
Иными словами, плоские скопления дислокаций –
мощные концентраторы напряжений, играющие
важную роль в упрочнении и хрупком разрушении
материалов.
Как правило, плоские скопления образуют краевые
дислокации, так как винтовые дислокации,
способные к поперечному скольжению, могут
достаточно легко покидать скопления.
16

17.

1.10 Упругое взаимодействие дислокаций
Дислокации, создавая поля внутренних напряжений, оказывают силовое воздействие друг
на друга. Одноименные (одного знака) дислокации отталкиваются (а), разноименные –
притягиваются (б) (рис. 1.18).
Рис. 1.18. Упругое взаимодействие дислокаций
Для прохождения одной дислокации над другой дислокации необходимо приложить
внешнее напряжение
Gb
.
8 (1 )h
Таким образом, упругое взаимодействие между дислокациями препятствует прохождению
одной дислокации над другой. Следовательно, дальнодействующее упругое
взаимодействие дислокаций – один их механизмов упрочнения в процессе пластической
деформации.
17

18.

1.11 Пересечение дислокаций
Дислокации, двигающиеся в непараллельных плоскостях скольжения, пересекаются.
Пересечение краевых дислокаций с параллельными векторами Бюргерса (рис. 1.19).
Рис. 1.19
Пересечение дислокаций приводит к увеличению
их длины и, соответственно к росту упругой
энергии дислокаций. Этот рост упругой энергии
должен обеспечиваться работой внешних
напряжений. Соответственно, пересечение
дислокаций приводит к росту напряжений,
необходимых для движения дислокаций.
При пересечении винтовых дислокаций на них
образуются
пороги,
имеющие
краевую
Пересечение винтовых дислокаций (рис. 1.20). ориентацию. Потому они не могут легко
двигаться вместе с винтовыми дислокациями.
Таким образом, в результате пересечения
дислокаций винтовые дислокации становятся
менее подвижными.
Иными словами, пересечение дислокаций – еще
один механизмов упрочнения в процессе
пластической деформации.
Рис. 1.20
18

19.

1.12 Механическое двойникование
Ряд металлов может деформироваться не только путём скольжения, но и путём двойникования,
которое заключается в переориентации части кристалла в положение, зеркально симметричное
по отношению к исходному (рис. 1.21, 1.22).
Рис. 1.21. Перемещения атомов при двойниковании
Рис. 1.22. Двойникованная структура. ПЭМ
Двойникование –результат прохождения
частичных (двойникующих) дислокаций по
параллельным плоскостям двойникования.
Наблюдается в сплавах с низкой энергией ДУ
и в структурах (ГПУ) с малым числом систем
скольжения дислокаций.
19

20.

Резюме по теме 1
1. Пластическая деформация осуществляется сдвигом
одних частей
кристалла относительно его соседних частей. Плоскостями и
направлениями сдвига являются наиболее плотноупакованные плоскости и
направления кристаллической решетки. Экспериментально сдвиговый
механизм пластической деформации подтверждается появлением линий
скольжения и ступенек на предварительно полированной поверхности
деформированных образцов.
2. Сдвиги осуществляются под действием касательных напряжений.
Скольжение начинается только в том случае, когда касательное напряжение по плоскости
скольжения в направлении скольжения достигает некоторого критического значения 0.
3. В бездефектном кристалле для сдвига одной части кристалла относительно другой
требуется одновременно разорвать все межатомные связи, действующие поперек плоскости
сдвига. По теоретическим расчетам для этого необходимо приложить очень высокие
касательные напряжения
где G – модуль сдвига.
теор. G / 2 0,16G
0
В реальности, критические напряжения сдвига чистых металлов на три порядка меньше,
так как в действительности, сдвиг не захватывает всю плоскость одновременно, а
распространяется постепенно за счет движения дефектов, называемых дислокациями.
20

21.

4. Краевая дислокация - атомный ряд, которым заканчивается экстраплоскость.
b
Для перемещения дислокации
на межатомное расстояние
требуется
разорвать
связи
только между двумя атомными
рядами. Это объясняет низкие
напряжения сдвига реальных
кристаллов.
Направление и величина сдвига, вызываемого движением дислокации, задается ее
вектором Бюргерса b. Вектор Бюргерса краевой дислокация перпендикулярен линии
дислокации. Краевая дислокация скользит в плоскости, содержащей ее линию и вектор
Бюргерса.
Экстраплоскость краевой дислокации может находиться
не только в верхней, но и в нижней части кристалла. В
первом случае дислокации называют положительными,
во втором – отрицательными. При встрече
положительные
и
отрицательные
дислокации,
скользящие в одной плоскости в направлении друг к
другу, уничтожаются (аннигилируют).
21

22.

Винтовая дислокация – ось закручивания атомных плоскостей
Вектор Бюргерса b винтовой дислокации параллелен линии
дислокации (АВ) Дислокация движется в направлении,
перпендикулярном приложенным касательным напряжениям.
Положительные и отрицательные винтовые дислокации
отличаются
направлением
закручивания
атомных
плоскостей. При встрече они аннигилируют.
У смешанных (криволинейных) дислокаций вектор Бюргерса образует с линией дислокации
произвольный угол.
Являясь границей незавершенного сдвига, дислокация должна выходить на границы
кристалла, либо замыкаться на себя, образуя дислокационную петлю .
Под действием касательного напряжения дислокационная
петля будет расширяться и, наконец, выйдет на поверхность
кристалла, вызвав смещение верхней части кристалла
относительно нижней на вектор b.
22

23.

5. Для перехода в соседнюю плоскость скольжения (для переползания) краевой дислокации
требуется уменьшить или увеличить высоту экстраплоскости. Для этого необходим
диффузионный подвод вакансий или атомов.
При низких температурах, когда
концентрация
вакансий
мала,
переползание краевых дислокаций
затруднено.
Винтовая дислокация
Винтовые
дислокации,
не
имея
экстраплоскости, могут легко переходить
из одной плоскости скольжения
в
другую, т.е. участвовать в консервативном
поперечном скольжении. Как следствие, в
отличие от краевых дислокаций, винтовые
дислокации легко огибают препятствия.
Плоскость поперечного скольжения
Плоскость первичного скольжения
23

24.

6. Дислокации – центры внутренних упругих напряжений. Вокруг винтовой дислокации
возникают только касательные напряжения, закручивающие кристалл вокруг линии
дислокации. Вокруг краевой дислокации помимо касательных напряжений возникают
нормальные напряжения (сжатие выше экстраплоскости и растяжение ниже
экстраплоскости)
Являясь источниками полей упругих напряжений, дислокации повышают энергию кристалла.
Энергия, приходящаяся на единицу длины дислокации, пропорциональна квадрату модуля
вектора Бюргерса.
7. В кристаллах имеются источники дислокаций, испускающие новые дислокации под
действием внешних напряжений.
8. Количество дислокаций в кристалле характеризуется величиной, называемой плотностью
дислокаций. Плотность дислокаций определяют как число дислокаций, пересекающих
единичную площадку кристалла. Чем выше плотность дислокаций, тем меньше среднее
расстояние между ними.
9. Дислокации, создавая поля внутренних напряжений, оказывают силовое воздействие
друг на друга. Одноименные (одного знака) дислокации отталкиваются (а), разноименные –
притягиваются. Упругое взаимодействие между дислокациями препятствует прохождению
одной дислокации над другой. Следовательно, дальнодействующее упругое взаимодействие
дислокаций – один их механизмов упрочнения в процессе пластической деформации
Пересечение дислокаций – еще один механизмов упрочнения в процессе пластической
деформации.
24

25.

Раздел 2
Механизмы упрочнения

26.

2.1 Введение
В разделе 1 показано, что пластическая деформация осуществляется скольжением
дислокаций. Самый радикальный способ повысить прочность – получить материал без
дислокаций. Однако в массивных изделиях это технически сложно (дислокации
образуются при кристаллизации, фазовых превращениях, пластической деформации).
Поэтому для повышения прочности (сопротивления деформации) материалов
используется иной подход – целенаправленное создание большого числа преград для
движущихся дислокаций.
Преградами, затрудняющими движение дислокаций, являются:
- другие дислокации;
- атомы растворенных элементов;
- частицы второй фазы;
- границы зерен поликристаллов.
Соответственно различают:
-дислокационное (деформационное) упрочнение
-твердорастворное упрочнение
-дисперсионное упрочнение (упрочнение дисперсными частицами выделяющейся фазы)
- зернограничное упрочнение
26

27.

2.2 Дислокационное упрочнение
Заключается в том, что скольжению дислокаций препятствуют другие дислокации,
имеющиеся в материале. Дислокации, скользящие в кристалле, испытывают со стороны
иных дислокаций сопротивление двоякой природы:
упрочнение дальнодействующими полями напряжений
торможение дислокаций за счет их пересечений (за счет контактного взаимодействия)
Упругое взаимодействие и частота пересечения дислокаций увеличиваются с уменьшением
расстояния l между дислокациями, а это расстояние обратно пропорционально корню из
плотности дислокаций (l=1/ ). Поэтому в обоих случаях напряжение, требуемое для
скольжения дислокации, оказывается пропорционально корню квадратному из плотности
дислокаций.
1
l
В процессе пластической деформации плотность дислокаций увеличивается пропорционально
величине деформации (рис. 2.1):
3%
Рис. 2.1. Зависимость плотности дислокаций от величины
пластической деформации
50%
Рис. 2.2. Дислокационная структура в зависимости от
величины пластической деформации
27

28.

В результате, напряжения, необходимые для деформации, возрастают с ростом величины
деформации (рис. 2.3):
n
Рис. 2.3. Диаграмма растяжения
Как видно из рисунка 2.4, с ростом величины
предварительной деформации растут все прочностные
характеристики (предел текучести, предел прочности,
твердость), тогда как характеристики пластичности
(например, относительное удлинение) падают. Это
явление называют наклепом.
Причина наклепа или деформационного упрочнения –
повышение плотности дислокации с ростом величины
пластической деформации
Рис. 2.4. Механические характеристики стали в
зависимости от величины пластической
деформации
28

29.

2.3 Твердорастворное упрочнение
Твердый раствор - фаза, которая сохраняет кристаллическую решетку основного компонента
(растворителя).
В твердом растворе замещения атомы второго (растворенного) компонента располагаются в
узлах этой решетки, в твердых растворах внедрения – в ее междоузлиях (порах)
a)
Твердый раствор
замещения
б)
Твердый раствор
внедрения
в)
Упорядоченный твердый
раствор замещения
29

30.

Твердорастворное упрочнение
-упрочнение за счет добавок легирующих элементов, образующих твердые растворы. Атомы
растворенных элементов искажают кристаллическую решетку (рис. 2.5) и, упруго
взаимодействуя с дислокациями, препятствуют их движению.
Рис. 2.5. а) большие атомы замещения
б) маленькие атомы замещения
в) атомы внедрения
Упругое взаимодействие в твердых растворах замещения тем сильнее, чем больше
различаются размеры атомов матрицы и растворенного элемента.
В твердых растворах внедрения искажения решетки определяются разностью размеров пор и
внедренного атома.
Искажения решетки от атомов внедрения много выше, чем от атомов замещения. Поэтому
атомы внедрения вносят наиболее сильный вклад в упрочнение (рис. 2.6).
30

31.

Особенно
сильно
затрудняется
движение
дислокаций, если атомы растворенных элементов
собираются вокруг линии дислокации, образуя
облака примесных атомов или атмосферы
Коттрэлла (рис. 2.7).
Рис. 2.6. Влияние концентрации растворенных
элементов на предел текучести феррита в стали
Рис. 2.7. Атмосфера атомов внедрения вокруг
дислокации
Движение дислокации вместе с атмосферой требует диффузионного перемещения атомов
растворенных элементов и потому возможно только при достаточно высоких температурах. С
ростом температуры концентрация примесей в атмосфере экспоненциально падает (атмосфера
рассасывается). При низких температурах дислокации, окруженные атмосферами Коттрелла,
оказываются заблокированными.
31

32.

С блокировкой дислокаций атмосферами Коттрелла связано появление на диаграммах
растяжения зуба текучести (рис. 2.8). Падение напряжений после достижения верхнего
предела текучести обусловлено отрывом дислокаций от атмосфер. После выхода напряжений
на нижний предел текучести наблюдается площадка текучести и только потом обычное
деформационное упрочнение.
Рис. 2.8. Диаграмма деформации с зубом текучести
Зуб текучести может снова возникнуть, если прервать деформацию за площадкой текучести,
дать паузу, достаточную для закрепления подвижных дислокаций атомами примеси, и
повторить нагружение (кривая 1 на рис. 2.8). Это явление названо деформационным
старением.
32

33.

2.4 Дисперсионное упрочнение
Основной способ получения дисперсных (очень мелких) включений – распад пересыщенных
твердых растворов в сплавах с ограниченной растворимостью второго компонента.
Закалкой от температуры Т1 получают
пересыщенный твердый раствор. При нагреве
происходит его распад (старение) с выделением
дисперсных частиц второй фазы (рис. 2.9)
На первой стадии старения выделения
когерентны с матрицей (рис. 2.10,а), а их доля
увеличивается со временем старения. На второй
стадии старения происходит коагуляция
(укрупнение) частиц, когерентная связь с
матрицей утрачивается (рис. 2.10, б).
Рис. 2.9. Диаграмма состояния с ограниченной
растворимостью компонент в твердом состоянии
Рис. 2.10. Когерентное и некогерентное включение
а) Когерентное
включение
б) Некогерентное
включение
33

34.

При скольжении в сплаве с дисперсными выделениями дислокации должны либо перерезать
включения, либо огибать их. Любой из этих механизмов приводит к росту напряжений
скольжения.
Перерезание когерентных частиц дислокациями
В случае когерентного включения кристаллографические плоскости матрицы непрерывно
переходят в плоскости включения. Поэтому дислокация может перемещаться из матрицы во
включение, перерезая последнее. Однако это приводит к образованию плоскостного
нарушения укладки в перерезаемом включении (рис. 2.11).
Напряжение, необходимое для перерезания
пропорционально корню квадратному из
объемной доли когерентных частиц: :
~
Рис. 2.11. Перерезание дислокацией
когерентного включения радиуса r
f.
Огибание некогерентных частиц дислокациями (рис. 2.12)
Требуемое напряжение огибания
некогерентных включений обратно
пропорционально расстоянию
между ними:
~
Gb
Рис. 2.12. Огибание дислокацией некогерентного включения
34

35.

Зависимость предела текучести от времени старения
С ростом времени старения предел текучести
изменяется по кривой с максимумом (рис. 2.13).
Максимальный прирост предела текучести
достигается к концу первой стадии, когда
включения
еще
когерентны.
Дальнейшее
увеличение времени старения («перестаривание»)
приводит к падению напряжения течения.
Рис. 2.13. Зависимость предела текучести сплава
Al-1,7%Cu от времени старения при 180оС
Рис. 2.14. Переход от механизма перерезания к
механизму огибания
Объяснение (рис. 2.14). На первой стадии старения
с ростом времени старения растет доля
когерентных выделений – напряжение для их
переразания увеличивается (кривая 1 на рис. 2.14).
На второй стадии старения когерентная связь
между включениями и матрицей нарушается.
Происходит коагуляция (укрупнение) включений и
рост расстояния между ними. В результате,
напряжения огибания включений падают (кривая 2
на рис. 2.14).
Таким образом, максимум предела текучести на
рис. 2.13 и
2.14 объясняется переходом от
механизма перерезания включений дислокациями
к механизму их огибания.
35

36.

2.5 Зернограничное упрочнение
Границы зёрен – непроницаемые преграды для дислокаций (рис. 2.15).
Соответственно, с уменьшением размера зерен
критическое напряжение сдвига и предел текучести
возрастает.
Зависимость предела текучести от размера зерна d
описывается законом Холла – Петча:
Т 0
Рис. 2.15. Дислокационное скопление у
границы
зерна
инициирует
работу
источника дислокаций в соседнем зерне
Kу
d
.
σ0- критического напряжение, обусловленное иными
факторами упрочнения; Ky– константа.
36

37.

Предел текучести
Очень сильный рост Т наблюдается при уменьшении размера зерен ниже 1 мкм, т.е. для
ультрамелкозернистых (УМЗ) структур (рис. 2.17, 2.18) Для наноструктур с d < 20 нм Т
падает в силу резкого возрастания объемной доли «рыхлых» зернограничных областей.
Размер зерна, нм
Рис. 2.17. Зависимость предела текучести от размера зерен
Рис. 2.18. Диаграммы растяжения Al с разным
размером зерен
37

38.

В металлах с развитой субструктурой роль
границ зерен могут играть границы
субзерен, границы двойниковых прослоек
или границы мартенситных (бейнитных)
пластин, разделяющие зерно на более
мелкие фрагменты.
Рис. 2.19. Зависимость механических свойств
малоуоуглеродистой стали от размера зерна
феррита
Измельчение зерна единственный механизм
упрочнения, который наряду с повышением
прочности увеличивает ударную вязкость и
снижает порог хладноломкости. Все прочие
механизмы упрочнения снижают вязкость.
38

39.

Резюме по разделу 2
Предел текучести материалов - напряжение, необходимое для начала скольжения дислокаций.
Для повышения предела текучести необходимо создать преграды для подвижных дислокаций. В
Различают четыре принципиальных механизма упрочнения.
1. Дислокационное упрочнение. В этом случае началу скольжения дислокации препятствуют
другие неподвижные дислокации, присутствующие в кристалле, за счет:
- дальнодействующего упругого взаимодействия подвижной и остальными неподвижными
дислокациями;
- короткодействующего взаимодействия (т.е. пересечения) подвижной дислокации с другими
дислокациями (дислокациями «леса»).
В любом случае вклад взаимодействия дислокаций в предел текучести оказывается
пропорционален корню квадратному из плотности дислокаций :
Т
2. Твердорастворное упрочнение. Обусловлено взаимодействием дислокаций с атомами
растворенных элементов, являющихся центрами упругих искажений, и потому препятствующих
движению дислокаций. Различают два вида торможения дислокаций атомами примеси:
- взаимодействие случайно распределенных в кристалле неподвижных атомов примеси с
движущейся дислокацией;
- образование вокруг дислокаций облаков растворенных атомов, блокирующих движение
дислокации.
Атомы внедрения вносят наиболее сильный вклад в упрочнение:
Т
c
39

40.

1. В чем заключается механизм пластической деформации?
2. Почему дислокации облегчают процесс сдвига отдельных частей кристалла?
3. Как изменяется плотность дислокаций с ростом величины деформации?
4. Как и почему изменяются в процессе деформации прочностные характеристики
материала?
5. Как и почему изменяется предел текучести с уменьшением размера зерен
поликристалла?
6. Как и почему изменяются прочностные характеристики с ростом времени
старения?
40

41.

3. Дисперсионное упрочнение. Для скольжения в сплаве с дисперсными выделениями
дислокации должны либо перерезать когерентные включения, либо огибать некогерентные
включения. Любой из этих механизмов приводит к росту напряжений скольжения.
Напряжение, необходимое для перерезания когерентных частиц, пропорционально корню
квадратному из объемной доли когерентных частиц:
Т ~
f.
Напряжение, необходимое для огибания некогерентных включений, обратно пропорционально
расстоянию между ними:
Т ~
1
4. Зернограничное (субструктурное) упрочнение. Границы зёрен – непроницаемые преграды для
дислокаций. Поэтому величина предела текучести увеличивается с уменьшением размера зерен
по закону Холла – Петча:
Т
1
.
d
В металлах с развитой субструктурой роль границ зерен играют границы субзерен, границы
двойниковых прослоек или границы мартенситных кристаллов, разделяющие зерно на более
мелкие фрагменты.
Измельчение зерна единственный механизм упрочнения, который наряду с повышением
прочности увеличивает вязкость и снижает порог хладноломкости. Все прочие механизмы
упрочнения снижают вязкость.
41

42.

Раздел 3
Холодная и теплая деформация
42

43.

3.1 Понятие о холодной, теплой и горячей деформации
Предел текучести
Деформация, происходящая в низкотемпературной
области (<0.25Tпл) называется холодной деформацией
(область I на рисунке).
С ростом температуры увеличивается тепловая
энергия, которая помогает дислокациям преодолевать
некоторые (коротко-масштабные) барьеры при
меньших
напряжениях.
Поэтому
с
ростом
температуры предел текучести падает.
Гомологическая температура (Т/Тпл)
Рис. 3.1. Зависимость предела текучести от
температуры деформации
Деформация, происходящая в области температур
(0.25-0,5Tпл) называется теплой деформацией.
(область II на рисунке).
Коротко-масштабные барьеры преодолеваются исключительно за счет тепловой энергии.
Эффективно работают только те барьеры для дислокаций, в преодолении которых тепловые
колебания атомов не участвуют. Поэтому предел текучести слабо зависит от температуры.
Деформация, протекающая
деформацией.
при
температурах
выше
(0,5-0,6)Тпл,
называется
горячей
В отличие от холодной и теплой деформации горячая деформация сопровождается
диффузионными процессами, облегчающими движение дислокаций. Предел текучести резко
падает с ростом температуры.
43

44.

3.2 Диаграммы деформации монокристаллов
Для монокристаллов зависимость напряжения пластического течения от величины
пластической деформации имеет стадии, отличающиеся коэффициентом деформационного
упрочнения, определяемого как производная от напряжения течения по деформации:
d
.
d
(3.1)
При небольших деформациях, достижимых в
испытаниях на растяжение, в общем случае
наблюдаются 3 стадии пластической деформации (рис.
3.2)
Стадия I (стадия легкого скольжения). Работает только
одна система скольжения. Дислокации двигаются по
параллельным
плоскостям
скольжения
и
не
пересекаются.
Поэтому
коэффициент
деформационного упрочнения мал.
Рис.
3.2.
Стадии
деформационного
упрочнения
при
растяжении
ГЦК
монокристаллов
Стадия II (множественного скольжения) начинается,
когда сдвиговое напряжение активирует скольжение
по двум и более непараллельным системам
скольжения. Пересечение дислокаций приводит к
появлению дислокационных барьеров. Как следствие,
коэффициент деформационного упрочнения резко
возрастает.
44

45.

Стадия III характеризуется монотонным падением
коэффициента
деформационного
упрочнения.
Причина:
напряжение
течения
оказывается
достаточным для начала поперечного скольжения и
последующей
аннигиляции
части
винтовых
дислокаций.
Этот
процесс
называемый
динамическим возвратом.
При больших деформациях, недостижимых при
растяжении, после стадии III наблюдается стадии IV
и V на которых коэффициент деформационного
упрочнения падает до нуля.
Пластическая деформации сопровождается ростом
плотности
дислокаций
и
изменением
дислокационной
структуры
от
хаотического
распределения дислокаций (стадия I) к ячеистой
структуре (стадия II), а затем к субзеренной
структуре (рис. 3.3).
Рис.
3.2.
Стадии
деформационного
упрочнения
при
растяжении
ГЦК
монокристаллов
Рис. 3.3. а) однородная на стадии I; б)
ячеистая на стадии II; в) после аннигиляции
части дислокаций на стадии III; г) субзеренная
на стадии IV
а)
б)
в)
г)
45

46.

3.3 Диаграммы деформации поликристаллов
В поликристаллах для обеспечения совместной деформации соседних зерен (без
образования несплошностей на границах) в каждом зерне должны действовать сразу
несколько (не менее 5) систем скольжения. Поэтому стадия легкого скольжения в
поликристаллах не наблюдается, а деформация начинается сразу со второй стадии
деформации.
а) диаграмма растяжения без площадки текучести
б) диаграмма растяжения с площадкой текучести
Рис. 3.4. Диаграмма растяжения в процессе холодной деформации
Рост величины деформации сопровождается монотонным ростом истинного напряжения
течения и уменьшением скорости деформационного упрочнения (рис. 3.4, а). В случае
блокировки дислокаций атмосферами примесных атомов на диаграммах деформации
наблюдается зуб и площадка текучести (рис. 3.4, б).
46

47.

С повышением температуры деформации
- облегчается термически активируемое преодоление
препятствий дислокациями;
- возрастает скорость динамического возврата,
лимитируемого скоростью поперечного скольжения
расщепленных винтовых дислокаций;
Поэтому напряжения деформирования и коэффициент
деформационного упрочнения с ростом температуры
падают (рис. 3.5).
Истинное напряжение
Холодная деформация
Теплая деформация
0,0
0,2
0,4
0,6
0,8
1,0
Истинная деформация
Рис. 3. 5. Диаграммы деформации при разных температурах
Вид кривых σ- (истинное напряжение - истинная деформация) на участке пластической
деформации часто описывают эмпирическим выражением Холломона, предполагающим
степенную зависимость напряжения от величины ( ) деформации:
K n .
(3.2)
Здесь K – константа; n – показатель деформационного упрочнения. Константа K в свою
очередь при заданной температуре является степенной функцией скорости деформации ‘:
(3.3)
K m n .
Здесь K' – константа; m – показатель скоростной зависимости напряжения течения.
Для сталей показатель скоростной зависимости m при комнатной температуре невелик (0,010,1). Показатель деформационного упрочнения n варьируется в интервале 0,2-0,6.
47

48.

3.4 Эволюция зеренной структуры в ходе пластической деформации
поликристаллов. Текстура деформации
Увеличение степени деформации приводит к вытягиванию зёрен в направлении пластического
течения (без изменения их объема) (рис. 3.6).
Исходная структура с
равноосными зернами
Рис. 3. 6. Изменение формы зерен поликристалла в процессе деформации
Деформированная структура с
зернами, «сплющенными» в
плоскости проката
Кроме изменения формы зерен пластическая деформация сопровождается разворотом
кристаллической решетки отдельных зерен относительно осей приложенной нагрузки. В
результате, в поликристаллах формируется кристаллографическая текстура преимущественная кристаллографическая ориентировка зерен.
Например, в процессе прокатки определенные кристаллографические плоскости {hkl} зерен
поликристалла преимущественно разворачиваются параллельно плоскости проката, а
определенные кристаллографические направления <uvw>, лежащие в плоскостях {hkl},
устанавливаются параллельно направлению проката (рис. 3.7).
48

49.

В
исходном
состоянии
(рис.
3.7,
а)
кристаллическая решетка в разных зернах
поликристалла ориентирована в пространстве
случайным образом (кубики на рисунке
–
элементарные ячейки кристаллической решетки).
а)
б)
Рис. 3.7. Исходный поликристалл со случайной
ориентировкой кристаллической решетки в разных
зернах (а) и поликристалл с кубической текстурой (б)
В результате прокатки кристаллическая решетка
разных зерен развернулась так, что грани куба в
большинстве зерен оказались параллельными или
почти параллельными плоскости проката (рис.3.7,
б).
Конкретный тип текстуры того или иного
материала зависит от схемы деформации
образца, а также от типа его кристаллической
структуры, энергии дефектов упаковки и
действующих
систем
скольжения
или
двойникования.
В результате формирования кристаллографической текстуры механические и физические
свойства поликристаллов, измеренные в разных направлениях (например, в направлении
проката (RD), поперечном направлении (TD) и направлении, перпендикулярном плоскости
проката (ND) оказываются существенно различными. Т.е. кристаллографическая структура
приводит к анизотропии свойств поликристаллов. Поэтому в контрольных испытаниях
заранее оговаривают направление вырезки образцов.
49

50.

3.6 Пути повышения однородного удлинения (пластичности) в сталях
От конструкционных материалов требуется не только высокая прочность, но и достаточная
пластичность – способность пластически деформироваться без разрушения. Одной их
характеристик пластичности является величина относительного удлинения (полного или
однородного) в испытаниях на растяжение.
Для повышения однородного удлинения требуется
предотвратить образование шейки, т.е. обеспечить
высокую скорость деформационного упрочнения
материала в области шейки. Ниже рассмотрены
некоторые способы решения этой задачи
1. Использование структур с низким отношением предела текучести к пределу прочности
( 0,2/ В ). Низкое отношение 0,2/ В означает, что материал сильно упрочняется в процессе
деформации. Соответственно, локализация деформации в шейке будет сопровождаться
сильным упрочнением шейки. Это приведет к остановке последующей деформации в области
шейки и к более однородному распределению деформации по всей длине образца.
50

51.

2. Стали с TRIP-эффектом (Transformation-Induced Plasticity или «пластичность, наведенная
превращением, ПНП»). Создается структура с участками метастабильного аустенита. При
высоких деформациях, достигаемых в шейке, аустенит испытывает мартенситное
превращение, упрочняя область шейки и, тем самым, останавливая ее дальнейшее развитие.
Последующая однородная деформация происходит вне локального утонения образца.
Пластичность возрастает (рис. 3.7).
Рис. 3. 7. Структура с участками метастабильного аустенита, испытывающего мартенситное превращение при
деформации и обеспечивающего TRIP –эффект
Примеры TRIP сталей:
- аустенитные хромоникелевые метастабильные стали
- высокомарганцевые аустенитные стали
- низкоуглеродистые феррито-бейнитные стали
51

52.

3. Стали с TWIP-эффектом (Twinning-Induced Plasticity или «пластичность, наведенная
двойникованием». Это стали с низкой энергией дефектов упаковки, в которых с ростом
величины деформации происходит переход от деформации скольжением дислокаций к
деформации за счет двойникования. Образующиеся пластины двойников (Twins) делят зерна
на мелкие фрагменты, уменьшая длину свободного пробега дислокаций и повышая скорость
деформационного упрочнения. Последнее обстоятельство приводит к росту пластичности
(рис. 3.9).
Рис. 3. 9. Кривые растяжения двухфазных сталей (DP),
TRIP и TWIP сталей
Рис. 3. 8. Деформация аустенита двойникованием,
обеспечивающим TWIP –эффект
Стали с TRIP и TWIP эффектом находят широкое
применение, в частности, в автомобилестроении в
качестве
кузовных
материалов,
способных
деформироваться без разрушения и защищать
пассажиров в аварийных ситуациях.
52

53.

Раздел 4
Механизмы разрушения
53

54.

4.1. Вязкое и хрупкое разрушение
Под разрушением понимают разделение тела на отдельные части под действием напряжений.
Разрушение происходит путём зарождения и распространения трещин. Возникновение
микротрещин происходит в местах концентрации напряжений , например, в местах скопления
дислокаций перед преградами (границы зерен, включения).
Разрушение подразделяется на вязкое и хрупкое.
Вязкому разрушению предшествует значительная
макропластическая деформация. Скорость
распространения трещины мала., а работа
распространения трещины велика.
При хрупком разрушении пластическая деформация
мала. Трещина распространяется с высокой
скоростью без больших затрат энергии.
Поэтому хрупкое разрушение очень опасно.
Вязкие трещины распространяются по телу зерна (транскристаллитное разрушение)
Хрупкое разрушение может быть, как транскристаллитное по механизму скола, так и
интеркристаллитное по границам зерен.

55.

О характере разрушения можно судить по виду излома.
Вязкие изломы имеют темный матовый цвет и волокнистое строение.
Хрупкие изломы - светлые с характерным кристаллическим строением.
Вязкий излом
Хрупкий излом
Более детально о характере разрушения судят по исследованиям структуры изломов с
помощью растрового электронного микроскопа
Вязкий транскристаллитный
излом
Хрупкий транскристаллитный
излом
Хрупкий интеркристаллитный
излом

56.

4.2. Оценка склонности к хрупкому разрушению в ударных испытаниях
Склонность металлов к хрупкому разрушению характеризует ударная вязкость – работа А,
затраченная на разрушение образца, равная сумме работ на зарождение и распространение
трещины, отнесенная к площади поперечного сечения S образца.
KCU(KCV)
A Aзар Араспр
S
S
KCU — если концентратором является U-образный надрез с радиусом 1 мм;
KCV — если концентратором является V-образный надрез с радиусом 0,25 мм/
Чем выше значение ударной вязкости, тем меньше склонность
материала к хрупкому разрушению, тем надежнее материал в
эксплуатации.

57.

Для большинства металлов с ОЦК решеткой при пониженных температурах наблюдается
смена вязкого разрушения хрупким. Это явление называется хладноломкостью.
Переход от вязкого разрушения к хрупкому может
вызываться не только снижением температуры, но и
увеличением скорости нагружения. Хрупкому разрушению
способствуют также концентраторы напряжений ,
укрупнение зерна, наличие в металле неметаллических
включений, повышенное содержание ряда примесей.
За порог хладноломкости принимают среднюю
температуру интервала резкого падения ударной
вязкости.
За порог хладноломкости можно принять
температуру, при которой доля вязких участков в
изломе составляет 50% (T50)

58.

4.3. Усталостное разрушение
- разрушение в условиях действия повторных и знакопеременных (циклических)
напряжений в металлах и сплавах. Может происходить под действием напряжений, меньших
предела текучести.
Процесс постепенного накопления повреждений в материале под действием циклических
нагрузок, приводящий к снижению долговечности из-за образования трещин и разрушения,
называют усталостью, а свойство металла противостоять усталости — выносливостью.
Усталостная трещина зарождается на поверхности детали и затем развивается вглубь. После
того как трещина усталости займет значительную часть сечения происходит быстрое разрушение
во второй части сечения – зона долома.
Предел выносливости — наибольшим напряжением,
которое металл может выдержать без разрушения в
течение заданного числа циклов.
Предел выносливости чаще всего определяют на
вращающемся образце с приложением изгибающей
нагрузки, вызывающей знакопеременные напряжения

59.

Определяют число циклов до разрушения N при разных нагрузках и строят график мax –
logN, где мax—максимальное напряжение цикла .
Если кривая имеет горизонтальный участок, то определяют физический предел выносливости.
Когда кривая не имеет горизонтального участка, то оценивают ограниченный предел
выносливости, равный напряжению, которое может выдержать материал без разрушения в
течение заданного числа циклов нагружения (обычно 108). При симметричном цикле
нагружения предел выносливости обозначают σ–1.