Файл: Физические основы электротермического упрочнения стали..pdf
ВУЗ: Не указан
Категория: Не указан
Дисциплина: Не указана
Добавлен: 09.04.2024
Просмотров: 253
Скачиваний: 0
Экспериментальные данные, подтверждающие описанные условия перехода, приведены в работах [320, 406] (армко-железо) и [407] (сплавы Cr — Re).
Отмечавшаяся выше аналогия в развитии двойников и мартенситных кристаллов позволила изучить структурную чувствитель ность мартенситного превращения. Известно, что первые мартенситные кристаллы образуются в области температуры начала мартенситного превращения из зародышей, развивающихся под влия нием квазихимического напряжения, определяемого разностью сво бодных энергий аустенита и мартенсита [324]. Однако концентра ция таких «термодинамических» зародышей невелика (согласно работе [408] она состав ляет приблизительно 10 7 сл _ 3 ) и общее коли чество образовавшегося из них мартенсита не превышает 0,2—1%. Поэтому в теории мартенситного превращения предполагает ся, что с момента развития первых зароды шей в мартенситные кристаллы непрерывно автокаталитически возникают новые заро дыши, число которых примерно пропорцио нально объему образовавшегося мартенсита.
В работе [233] высказано предположение, что автокаталитическое образование заро дышей облегчается или инициируется в
поле упругих напряжений около остановленного границей зерна тонкого мартенситного кристалла, так как это поле напряжений в первом приближении эквивалентно полю от тонкого двойника или заторможенной полосы скольжения. Эта ситуация подобна схеме, представленной на рис. 134, но концентрация напряжений порож дает мартенситный кристалл при помощи, например, мартенситного полюсного механизма. Обработка модели привела [227, 233] к урав нению, связывающему температуру инструментально фиксируемого начала мартенситного превращения (обычно соответствующую 0,5—
1% |
фазы) Мн с размером |
зерна или, в более общем |
случае, с дли |
ной |
L свободного пробега |
мартенситного кристалла |
(при превра |
щении в дисперсионно-упрочненных системах — с расстоянием меж ду частицами, размеры которых таковы, что они могут служить барьером для растущего кристалла):
|
|
|
Мп = Т' — K.L |
(91) |
|||
где |
V = Т0 |
К |
2trV'r |
|
a q |
Т0 —температура тер- |
|
Р |
' |
||||||
|
|
|
напряжение «запуска» зароды |
||||
модинамического |
равновесия, |
т. |
|||||
ша |
мартенситного |
кристалла, |
q —тепловой |
эффект превращения, |
г —радиус-вектор по схеме рис. 134, а' —коэффициент, связываю щий предложенное Делингером [324] выражение для квазихимиче ской силы га-*у, вызывающей сдвиг при превращении, с разностью
14*
свободных энергий фаз ха^у |
~ aAF. |
Проверка показала |
[227, |
233], |
что уравнение (91) согласуется с |
экспериментальными |
данными |
||
(см. рис. 88). Фактически |
оно является аналогом уравнения |
Пет- |
||
ча —Стро для мартенситного превращения. |
|
|
||
|
ПРЕДЕЛ ТЕКУЧЕЕТИ ДИСПЕРСИ0ННО-УПР0ЧНЕННЫХ |
|||
|
СИСТЕМ |
И СПЛАВОВ, СОСТОЯЩИХ ИЗ ДВУХ |
|
|
|
И БОЛЕЕ |
ТВЕРДЫХ PA3TB0P0B |
|
|
Структурное состояние сталей может быть чрезвычайно сложным. Даже в простейших углеродистых и малолегированных сталях, в зависимости от предшествующей термической или термомеханиче ской обработки, удается создавать различные структуры, и, хотя все они в основном будут дисперсионно-упрочненными системами, характер соответствия карбидной, нитридной или какой-либо дру гой упрочняющей фазы матрице и взаимодействия между ними из меняется в широких пределах. На различных стадиях отпуска, на пример, возникают когерентные и некогерентные, деформируемые и недеформируемые выделения, изменяющие свою форму, размеры и кристаллографическое соответствие, и закономерности изменения механических свойств оказываются весьма чувствительными ко всем трансформациям и упрочняющей фазы, и твердого раствора. При одном и том же объемном содержании упрочняющей фазы из менение размера выделений, или, другими словами, дисперсности упрочняющих частиц, очень сильно влияет на прочность сплава. Упрочнение благодаря дисперсным частицам может намного превы шать упрочнение, достигаемое в результате образования твердого раствора.
В физике прочности твердых тел дисперсионно-упрочненным си стемам уделяется большое внимание, так как именно они позволя ют во многих практически важных случаях создать особо прочные состояния. Рассмотрим наиболее исследованные модели дисперсион- но-упрочненных систем.
Некогерентные частицы. Допустим, что пластическая деформа ция происходит при прохождении дислокаций в мягкой и вязкой матрице, содержащей жесткие равноосные частицы упрочняющей фа
зы. Плоскость скольжения |
пересекает частицы. Дислокация |
харак |
|
теризуется |
линейным натяжением Т л . д и под действием напряже |
||
ния сдвига |
т5 может быть изогнута в петли около частиц с радиусом |
||
|
г, причем т5 = |
Т |
|
кривизны |
^ д . Так как частицы жесткие |
и неде |
формируемые, то условие, при котором дислокация пройдет сквозь строй частиц, оставив захлопнувшиеся около них кольца дислока ций, определяется по Оровану [344]:
(92)
где К —среднее расстояние между частицами.
Величина |
Тля рассчитана Набарро [409], и для данной модели |
|
[410] |
|
|
|
Г - = С Ф 1 п 4 - ' |
(9 3 > |
где Ф = |
+ y~^J , v —коэффициент Пуассона матрицы. |
Если |
сопротивление движению дислокаций в матрице равно т0 и т0 |
< т5 |
согласно уравнению |
(92), то критическое напряжение сдвига диспер- |
||
сионно-упрочненной |
системы в модели |
Орована |
|
|
= |
+ |
( 9 4 ) |
Таким образом, в модели Орована критическим моментом, опреде ляющим начало скольжения, является напряжение прорыва дисло каций через жесткие частицы. Существенно, что радиус частиц г должен быть меньше среднего расстояния между ними. Выражения (93) и (94) можно несколько упростить:
|
t s = t 0 |
+ |
|
(95) |
|
где а — численный коэффициент порядка 0,5. Объемная |
концентра |
||||
ция упрочняющей фазы р и среднее расстояние между частицами X |
|||||
связаны соотношением |
К = |
г ~\f |
• |
• Окончательно |
получаем |
Ts |
= T0 |
+ 0 , 6 - J ^ f F . |
(96) |
Анселл и Ленел [411] обратили внимание на то, что условие про хождения дислокации через распределенные в матрице частицы еще не может рассматриваться как условие достижения предела текучести. Действительно, при деформации поликристалла предел текучести (и условие массового развития актов пластической дефор мации, охватывающей группу зерен поликристалла) достигается после образования некоторого числа плоских нагромождений дислокаций у заторможенных различными барьерами (например, гра ницами зерен) полос скольжения. Пластическая деформация, иници ированная такими нагромождениями и охватывающая целую си стему плоскостей скольжения, уже может рассматриваться как макропластическая деформация. Поскольку предел текучести опре деляется при некоторых фиксированных значениях макродеформа ции (например, при ед е ф да 10~2 или ед е ф да 10_ 1 %), в дисперсион- но-упрочненных системах следует также учитывать условия, со здающиеся после целого ряда актов микропластической деформации к моменту достижения некоторой макродеформации. В схеме Орова на в результате прохождения дислокаций через строй частиц обра зуется несколько дислокационных петель у частиц и качественно из меняется силовое равновесие. Поле напряжений остаточных петель уменьшает эффективное напряжение на источнике дислокаций [412],
а также может изменить расположение дислокаций (прошедших че рез строй частиц) в плоском нагромождении их и снизить уровень напряжений на лидирующей дислокации скопления или даже оста
новить ее. |
Оценочные расчеты [411] |
показали, что остановка де |
||
формации, |
если учесть эти изменения, произойдет |
уже при |
ед е ф=» |
|
да 1СП2% |
и если предел текучести |
соответствует |
ед е ф ~ |
10- 1 %, |
то условием его достижения должно быть разрушение или деформа ция упрочняющих частиц. При этом уменьшится обратное напря-
Рис. 141. Зависимость предела текучести от расстояния между час тицами X в сплавах с
дисперсными частица ми и различными объем ными долями р* частиц второй фазы (Рд > Р2),
I 1/Гл,ш-,/г
Рис. 142. Зависимость нижнего предела текучести при 25° С от расстояния между частицами в доэвтектоидных, эвтектоидных и заэвтектоидных сталях, экспери ментальные данные взяты из ра боты (415].
tga |
|
жение на источнике, |
увеличится напря |
|
4С |
жение сдвига на лидирующей дислока |
|
|
|
ции и окажется возможным дальнейшее |
|
развитие процесса |
скольжения. Математически |
эти представления |
|
можно выразить формулой |
|
||
|
|
« т = а 0 + |
(97) |
где (х* —модуль сдвига материала частицы, \х —модуль сдвига металла матрицы, С — численный коэффициент, равный примерно 30 [413, 414]. Выражение (97) получено в предположении, что составлющие плоские скопления дислокации в основном прямолиней ны. Это предположение справедливо для грубодисперсных сплавов с г <^ %. Если же частицы упрочняющей фазы малы и радиусом кривизны дислокаций пренебрегать нельзя, то
°т = о-0Н |
^ |
. |
(98) |
0 |
4С(0,82 —р'/«) |
|
V |
Это уравнение выведено для частиц сферической формы, радиус ко торых удовлетворяет условию
г < ц * / а т . |
(99) |
Закономерности, вытекающие из уравнений (97) и (98), графи чески изображены на рис. 141. Предел текучести дисперсионно-
упрочненного сплава возрастает обратно пропорционально корню квадратному из расстояния между частицами (для условий: объем ная концентрация упрочняющей фазы постоянна, уменьшается лишь диаметр частиц и соответственно увеличивается расстояние между ними). Максимальный уровень упрочнения достигается, если выпол няется условие (99). При дальнейшем уменьшении размеров частиц а т не изменяется. Максимальный уровень упрочнения, как следует из уравнения (98), определяется объемной концентрацией второй фа зы и ее модулем сдвига. В отличие от модели Орована, в упрочне нии по Анселлу и Ленелу в явном виде учитываются упругие свой ства упрочняющей фазы. При экспериментальной проверке этого вывода на алюминии с введенными фазами, модули сдвига которых отличались на один порядок, получены удовлетворительные резуль таты [411].
Уравнения Орована и Анселла —Ленела проверялись неодно кратно [410, 414, 355]. В частности, при обработке данных, получен ных в работе [415], об упрочнении малоуглеродистых сталей, содер жащих сфероидизированный или пластинчатый перлит (рис. 142),
Анселл и Ленел |
[411, 414] обнаружили хорошее соответствие их с |
уравнением (97). |
Столь же удовлетворительным оказалось соответ |
ствие уравнения |
Анселла и Ленела с экспериментальными данными |
о зависимости пределов текучести от дисперсности частиц в системах
А1 — А12 03 (сплавы типа САП), А1 —Си |
[410, 414, |
355, |
416, 417] |
и в образцах ртути, содержащих частицы |
железа, введенные мето |
||
дом электроосаждения [418]. Майклджон |
и Шкода |
[418] |
варьиро |
вали размер сферических частиц железа в пределах от 50 до 770 А, а расстояние между ними —от 140 до 1000 А для мелких частиц и от 1000 А до нескольких микрон —для крупных и пришли к выво ду, что экспериментально измеренное упрочнение соответствует упрочнению, описанному уравнением (98).
Несмотря на то что необходимость в постановке новых и строго количественных экспериментов по проверке уравнений (96)—(98) не отпала, можно, по-видимому, считать, что модель Анселла — Ле нела удовлетворительно описывает поведение дисперсных систем с жесткими некогерентными частицами. Получило подтверждение и принципиальное положение модели Орована о механизме торможе ния процессов скольжения дисперсными частицами, которое обус ловлено образованием остаточных петель около частиц (называе мых часто петлями Орована). Однако, чтобы около частиц образо валось достаточное для среза частицы количество петель Орована, необходимо предотвратить развитие поперечного скольжения, ко торое может существенно изменить силовое взаимодействие между дислокациями и частицами. Если матрица сплава имеет высокую энергию дефекта упаковки и поперечное скольжение развивается легко, то прохождение дислокации через частицы осложняется по перечным скольжением (рис. 143), при этом образуются призмати ческие петли или геликоидальные дислокации. Например [419, 420], при обходе краевой дислокацией жесткой частицы (см. рис. 143, а)