Файл: Физические основы электротермического упрочнения стали..pdf
ВУЗ: Не указан
Категория: Не указан
Дисциплина: Не указана
Добавлен: 09.04.2024
Просмотров: 257
Скачиваний: 0
ницах при снижении температуры ухудшается. Слабое расширение рентгеновских дифракционных линий, характерное даже для силь но деформированных при относительно высоких температурах со стояний 1394] и свидетельствующее о существенной компенсации полей напряжений дислокаций в тонких совершенных стенках яче ек, увеличивается одновременно с расширением субграниц при сни жении температуры деформации. Определенную роль в этом игра ют также скорость деформации и содержание примесей внедрения [395].
Дислокационная структура «леса» возникает при механическом наклепе. Ее образование сопровождается сильным упрочнением и катастрофическим снижением пластических свойств (повышением температуры хладноломкости). Это объясняется тем, что в соответст вии с известной формулой Стро (см. стр. 232) для зависимости тем пературы хладноломкости Тх от сопротивления движению дислока ций о0 и размера зерна d при увеличении плотности дислокаций «ле са» значения а0 , <хт и Тх повышаются.
Формирование ячеистых структур приводит к иным закономер ностям изменения механических свойств. На ранних стадиях пла стической деформации при малых разориентировках границ сопро тивление скольжению, которое оказывает образование ячеек, но сит в основном характер сопротивления дислокаций «леса» [393 — 397]. Однако существует некоторая критическая разориентировка, при достижении которой граница ячеек может выполнять роль эффективного барьера, ограничивающего длину плоскости скольже ния, т. е. фактически роль границы зерна [393—398].
К сожалению, еще нет надежных данных о величине критической разориентировки соседних ячеек. Имеющиеся оценки ф к р близки к одному или нескольким градусам [393, 396, 400, 401]. Несомненно, что ф к р зависит и от типа дислокаций в границе, и от совершенства ее строения (в частности, от ее ширины). При увеличении степени де формации переход субграниц через критическую разориентировку совершается на различных стадиях деформации в связи с опреде ленным распределением числа субграниц по углам разориентировки [394]. Поэтому эффективная длина плоскости скольжения L умень шается с увеличением степени деформации от поперечника металло графически выявляемых зерен до размера ячейки субструктуры. Уменьшение L может составлять два-три порядка и вызывать суще ственное изменение механических свойств. Анализ уравнения (86) показывает, что наряду с упрочнением вследствие увеличения со противления движению дислокаций, которое всегда сопровождает ся повышением температуры хладноломкости и может произойти как при наклепе (увеличение плотности дислокаций «леса».р), так и при загрязнении металла, возможно упрочнение вследствие уменьшения длины плоскости скольжения L , отличающееся от пер вого именно тем, что оно сопровождается снижением температуры хладноломкости и, следовательно, определенным улучшением свойств низкотемпературной пластичности.
Физическая причина такого необычного изменения свойств проч ности и пластичности становится понятной при анализе уравнения (85). Существенным в создании условий для раскрытия хрупкой тре
щины или для передачи скольжения при пластической |
деформации |
(оба процесса контролируются определенным уровнем |
напряжения |
хг) является не абсолютное значение компоненты т(- |
напряжений |
внешних сил на действующей плоскости скольжения, а величина
произведения |
|
т,- УЬ. |
Поэтому с уменьшением |
L (от размера зерна |
|||
до размера |
ячеек) |
увеличиваются |
|
|
|||
внешние напряжения, необходимые |
/00010050 |
20 |
|||||
для развития |
пластической дефор |
|
|
||||
мации (т. е. а т |
или Ну), |
и снижает |
|
|
|||
ся температура |
испытания, необхо |
|
|
||||
димая для возникновения хрупкости |
|
|
|||||
(ибо xt повышается по мере сниже |
|
|
|||||
ния температуры), т. е. снижается |
|
|
|||||
температура |
хладноломкости. Дан |
|
|
||||
ные, приведенные в работах [393— |
|
|
|||||
398], полностью |
подтверждают ска |
|
16 d-'*MM"z |
||||
занное и свидетельствуют о том, что |
Рис. 137. Зависимость предела про |
||||||
механические |
свойства |
деформиро |
|||||
ванных металлов, в которых при |
порциональности от размера зерна |
||||||
в рекристаллизованном хроме (#) |
|||||||
деформации образовались разориен- |
и от размера ячейки в деформиро |
||||||
тированные |
|
ячеистые |
структуры, |
ванном хроме (о ); символ х соот |
|||
определяются |
уже не поперечником |
ветствует |
ширине металлографиче |
||||
зерна, а размерами ячеек субструк |
ски выявляемых «фибр» деформиро |
||||||
ванного металла [396]. |
|||||||
туры (рис. 137, |
см. также рис. 136). |
|
|
На рис. 137 показано смещение соответствующих точек у деформиро
ванного металла |
при условии, что величина L в уравнении (86) |
не |
отождествляется |
с размером поперечника ячеистой структуры |
йяч, |
а считается равной ширине металлографически выявляемого зерна d деформированного металла 3 . Как следует из рис. 137, закон Петча, всегда справедливый для чистых металлов и однородных твердых растворов, полностью нарушится при L — d (см. точки, отмеченные стрелками). Аналогично пределу текучести от изменения L зависит и изменение твердости [393, 396, 398].
Таким образом, формирование ячеистых структур открывает оп ределенные перспективы в развитии таких методов упрочнения, которые не связаны с низкотемпературным охрупчиванием переход ных металлов с ОЦК решеткой. В работе [402] показано, что для прокатанного в тонкую фольгу хрома, в котором формируются «сплюснутые» ячейки деформации, закон Петча также сохраняется (см. рис. 137). Большой интервал изменения L убеждает в том, что
3 В работе [396] величина d определялась (при помощи оптического мик
роскопа) как поперечник хорошо наблюдавшихся «фибр» волокнистой струк туры, умноженный на для учета его изменения в направлении действия максимальных напряжений сдвига.
ячеек с закритической разориентировкой, а также, по-видимому, границы двойников, мартенситных кристаллов, полос сброса, ча стиц избыточных фаз (особенно в пластических структурах типа пла стинчатого перлита), причем величина эффективной длины плос кости скольжения при одновременном существовании в структуре ме талла барьеров различной природы зависит от ее среднего мини мального значения, равного протяженности участка плоскости скольжения между ближайшими барьерами. Для сталей со струк
турой |
пластинчатого перлита, в частности, зависимость |
стт = |
||
= / ( Л с |
2 ) , где Ас |
|
шаг перлита, соответствующий длине плос |
|
кости скольжения |
ферритного промежутка, экспериментально под |
|||
— |
|
|
||
тверждена также |
в большом диапазоне изменения L (рис. |
138). |
По схеме, представленной на рис. 134, релаксация напряжений возможна и за счет двойникования с последующим массовым разви тием двойникования в других зернах структуры, так как двойнико вые пластины (особенно тонкие двойники) подобны нагромождению дислокаций скольжения по уровню концентрации напряжений и мо гут инициировать дальнейшее двойникование. В работах [320, 404, 405] установлено, что критическое напряжение двойникования, или предел текучести при двойниковании а?", связано с размером зер на d (в более общем случае — с длиной свободного пробега двойникующих дислокаций или с длиной плоскости скольжения L) уравне
нием |
]_ |
|
a5B = C |
+ /CfZ . ~ 2 , |
(87) |
подобным уравнению (86) Петча —Стро для скольжения. Темпера турные зависимости сто" и оо, а также КуВ и Ку различны (рис. 139) [320]. Концентрация напряжений, требующаяся для «запуска» двой никового источника (порядка уд /Ь), достигается при помощи нагро мождения дислокаций скольжения у любого достаточно прочного барьера (например, у границы зерна) на самых ранних стадиях де формации. Согласно работе [320]
К ? = 2mVT|Jk. + }хРГ exp |
Уд |
(88) |
|
b |
|
где т —фактор ориентировки, В —константа, связанная со ско ростью деформации и динамическими характеристиками источников скольжения, Qc —энергия активации движения дислокаций сколь жения. Как видим, выражение (88) существенно отличается от урав нения (86). При абсолютном нуле выражение (88) упрощается:
Kf |
= ЪпУ~г lb- |
(89) |
|
ъ |
|
Сопротивление движению |
двойникующих |
дислокаций оказывается |
меньшим оо, в связи с меньшей величиной |
вектора Бюргерса двой- |
никующей дислокации, хотя в сто8 входят те же составляющие, что и в СТо-
14 3-2110
На рис. 140 представлена схема, по которой можно определить способы деформации поликристалла и переход от одного вида дефор мации к другому. Рассмотрим изменение величин 0?" и <тт при из менении температуры. Зависимость о™ от температуры отличается
6°- , |
|
|
чч> |
|
100 |
|
\ |
|
|
|
\ |
|
||
80 |
|
|
\ |
|
|
|
V |
|
|
60 |
|
|
|
|
— X - |
L i |
V |
|
|
|
ч |
з i |
|
|
40 |
\ V |
|
— |
|
10 |
|
|
4~ -- |
|
|
|
|
|
О -200 |
-100 |
0 |
a -200 |
/! i
f
//
ЛУ•У f /
-100 |
0 t°c |
i |
щ |
i |
wisV
-200 |
-100 |
0 |
-200 |
1 |
0 t°C |
-100 |
|||||
|
|
|
5 |
|
|
Рис. 139. Температурная зависимость a — сопротив ления движению дислокаций в армко-железе для пре дела пропорциональности (а0 п ц для скольжения — / и двойникования — 2) и для разрушающего напряжения (0 о,пцДл я скольжения — 3 и двойникования — 4) при
е = 1,1 • 103 сек~~1 |
и б — величин |
Ку для предела |
пропорциональности |
КПц (для скольжения — /, для |
|
двойникования — 2) и разрушающего |
напряжения Кр |
(для скольжения — 3, для двойникования — 4) при е =
=1,1 • 103 сект1 [320].
от привычного для а т |
вида и объясняется резким |
увеличением |
КуВ: |
||||
при Т > Tmin |
прирост KyBL |
2 |
превышает |
уменьшение |
сто" |
||
(см. рис. 139). Точка |
пересечения |
кривых |
cr?15 и а? соответствует |
||||
смене, механизма |
деформации, |
и |
переход |
к двойникованию |
(Т <; |
||
.< Гдз) совершается |
при |
|
|
|
|
|
210