Множественного скольжения

Кривые нагружения с тремя стадиями упрочнения наблюдаются пр» ориентировках кристаллов, которые обеспечивают возможность единичного скольжения. Такие ориентировки соответствуют центральной-части стандартного стереографического треугольника (монокристаллы 1, 5, 6 на рис. 3.4). Напротив, кристаллы, ориентировка которых находится вблизи стороны треугольника [001] •— [101], например монокристаллы 2 и 3, не имеют стадий легкого скольжения, так как в дан--ных кристаллах с самого начала деформации развивается множественное скольжение, что И определяет параболическую форму кривой упрочнения [256].

Рассматриваемые подуровни разграничены масштабом около 0,2 мкм. Это размер фрагменти-рованной структуры, при достижении которого дальнейшая деформация происходит в результате нарастания разориентировок при сохранении (среднестатистически) размера фрагмента. Помимо того, нарастает множественное скольжение, что

Сдвиг — множественное скольжение по смешанным модам II+III

Множественное скольжение + среднеугловые ротации 1°<а>°< <10°

Множественное скольжение + средние + большеугловые ротации ш° < 10°

на основе результатов, полученных на сплавах с малыми, не более 1000 Л, частицами, установил, что при деформации более 1% ряд петель сдвига неустойчив. Для малых частиц (<1000 А) происходит перекрестное скольжение перед образованием новых дислокаций [46], но для частиц большего размера (>1000 А.) множественное скольжение должно произойти раньше, чем перекрестное скольжение, для чего необходимо напряжение порядка 6У100 для частиц размером 1000 А, и с увеличением размера частицы это напряжение уменьшается. Все указанные процессы скольжения могут быть прерваны сдвигом частицы, нарушением связи по поверхности раздела между частицей и матрицей и разрушением либо частицы, либо матрицы в зависимости от разрушающего напряжения [5].

При 150—200° С на кривых температурной зависимости пластичности имеется плато. Характерным в деформационном рельефе при этих температурах является то, что прямолинейные следы скольжения появляются на более поздних (чем при 100° С) стадиях деформирования (еор=2%); множественное скольжение проявляется при scp=10% и при дальнейшем деформировании не получает значительного развития. Поперечное скольжение развито слабо, миграция границ практически полностью отсутствует. При еср>12% наблюдается огрубление полос скольжения, по ко-

рушение сплава ЖС6У в термообработанном и литом состояниях начинается с образования пор около крупных карбидов, но, как правило, эти поры внутри зерна не получают дальнейшего развития. Напряжения релаксируют за счет грубого скольжения (рис. 2, а, б). Разрушение носит межкристаллитный характер. Наличие грубого скольжения обусловливает повышение предела прочности и некоторое увеличение пластичности (см. таблицу). На сплаве ВЖЛ12У после гомогенизационного отжига наблюдается частичная рекристаллизация, новые зерна образуются как внутри, так и по границам старых крупных зерен. Деформация имеет характер, отличающийся от сплава ЖС6У и ВЖЛ12У в литом состоянии, она протекает путем грубого скольжения, а в зоне разрушения наблюдается даже множественное скольжение (рис. 2, а). Рекристаллизованные зерна препятствуют развитию межзеренных трещин за счет увеличения протяженности границ, изменения угла действия наибольших касательных напряжений и частичной релаксации их путем скольжения, которое в первую очередь протекает в новых зернах (рис. 2, б). Это обусловливает повышение пластичности сплава с 3,5% в литом состоянии до 8% в термообработанном по режиму 1230°, т=4 ч. Из таблицы видно, что при температуре обработки 1050° С предел прочности ов=64 кгс/мм2, но относительное удлинение при разрушении ниже, чем после обработки 1230° С, т=4 ч, что обусловлено процессами достарива-ния и выделением дополнительной мелкодисперсной ч'-фазы. На наш взгляд, последний режим термообработки является более предпочтительным с точки зрения стабильности структуры. Как показали электронно-микроскопические исследования и испытания на термическую усталость, в этом случае упрочняющая f'-фаза более стабильна, что приводит к увеличению числа циклов до разрушения и уменьшению скорости деформации при терыо-циклировании (рис. 3). Такое положительное влияние термической обработки можно объяснить выравниванием химической неоднородности и выделением более крупной упрочняющей у'-фа-зы, когерентно связанной с матрицей, и существенным уменьшением плотности дислокаций в матрице.

На рис. 131 представлены микрофотографии, снятые в процессе растяжения на установке ИМАШ-5С-65 с поверхности образцов биметалла СтЗ + + Х18Н10Т, изготовленного горячей прокаткой и (для сравнения) непосредственным импульсным плакированием. Рис. 131, а иллюстрирует микростроение, возникающее в переходной зоне биметалла, полученного способом горячей прокатки и испытанного на растяжение в интервале температур 20—400° С со скоростью перемещения захвата 10 мм/мин. В данных условиях испытания как в материале основы, так и в плакирующем слое образуется внутризеренный сдвиговый микрорельеф, отражающий одинарное и множественное скольжение. Судя по изменению микрорельефа, в непосредственной близости от границы раздела слоев деформация распределена весьма неравномерно. Сдвиговый микрорельеф в науглероженной прослойке плакирующего слоя выражен наименее четко, что объясняется блокированием полос скольжения многочисленными дисперсными частицами. В обезуглероженнои зоне стали СтЗ происходит локализация пластической деформации,, сопровождающаяся образованием развитых полос скольжения. В этом участке с увеличением степени деформации образуются трещины, которые и приводят к разрушению композиции.

При пластической деформации поликристаллов наблюдается сложный характер напряженного состояния в отдельных зернах с неоднородной деформацией различных объемов материала. Для кривых текучести поликристаллов чаще всего не наблюдается первой стадии текучести (облегченного скольжения), так как в металле уже при небольших деформациях начинается множественное скольжение. Для реальных металлов и сплавов на кривых упрочнения также, как правило, не наблюдается стадии легкого скольжения, и характер кривых а—е в значительной степени определяется температурно-скоростными условиями деформации.

По мере увеличения времени испытаний и внешних напряжений в решетке появляется одновременное скольжение дислокаций по нескольким системам, так называемое множественное скольжение. В этом случае дислокации, упруго взаимодействуя, образуют скопления, дислокационные сетки и трехмерные жгуты. Скорость упрочнения на данном этапе максимальна*ввиду^'того, что большое число дислокаций стопорится в решетке, обусловливая ее упруго напряженное состояние. При дальнейших испытаниях наступает стадия динамического отдыха,^характеризуемая термически активируемым переползанием дислокаций в другие плоскости с последующей аннигиляцией дефектов противоположного знака.

(стадия I деформационного упрочнения). После стадии единичного (легкого) скольжения начинается стадия множественного скольжения — движение дислокации в двух и более системах. На этой стадии после значительной деформации дислокационная структура металла сильно усложняется и плотность дислокаций возрастает по сравнению с исходным состоянием на 4—6 порядков, достигая 10u-f-1012 см~2. Вследствие упругого взаимодействия между дислокациями сопротивление их движению сильно возрастает и для их продвижения внешнее напряжение должно резко возрасти (стадия /7 упрочнения). Под влиянием все возрастающего напряжения развивается поперечное скольжение винтовых дислокаций, т. е. скольжение с переходом из одной разрешенной плоскости скольжения в другую. Это приводит к частичной релаксации напряжений, аннигиляции отдельных дислокаций разного знака и группировке дислокаций в объемные ячейки, внутри которых плотность дислокаций меньше, чем в стенках ячеек. Наступает /// стадия деформации, когда происходит так называемый динамический возврат, который приводит к уменьшению деформационного упрочнения.

У пластичных металлов, начиная с напряжения ав, деформация сосредоточивается в одном участке образца, где появляется местное сужение поперечного сечения, так называемая шейк а. В результате развития множественного скольжения в шейке образуется высокая плотность вакансий и дислокаций, возникают зародышевые несплошности, укрупнение которых приводит к возникновению пор. Сливаясь, поры образуют трещину, которая распространяется в направлении, поперечном оси растяжения и в некоторый момент образец разрушается (точка С на рис. 40).

обработки и повышают сопротивление ползучести сплавов. Неровность и зубчатость обусловлены процессами множественного скольжения в зернах и фрагментацией. Для таких границ характерно самоподобие в широкой области увеличений.

обработки и повышают сопротивление ползучести сплавов. Неровность и зубчатость обусловлены процессами множественного скольжения в зернах и фрагментацией. Для таких границ характерно самоподобие в широкой области увеличений.

Выравнивание деформации по всему поликристаллическому агрегату достигается за счет известного условия [108] множественного скольжения (условие Мизеса), а различие по напряжениям на границах может быть ликвидировано путем эмиссии некоторой дополнительной плотности дислокаций, вызывающих повышение сдвиговых напряжений до требуемого уровня. Чтобы при этом не возникало дополнительное различие в деформациях отдельных зерен, такая плотность дислокаций должна набираться из так называемых геометрически необходимых дислокаций, понятие о которых впервые было введено Эмби [109]. Плотность геометрически необходимых дислокаций ргн должна быть структурно чувствительной величиной, реагирующей на частоту изменения ориентировок зерен, т. е. быть пропорциональной отношению 1JD (число зерен на единицу длины),

Границы зерен, как известно, служат эффективным препятствием для распространения деформации от зерна к зерну, что определяет градиент деформации, ее неоднородность, изгиб зерен у границ, приводит к резкому повышению по сравнению с монокристаллами предела упругости (текучести) и значительному упрочнению [5, 9, 252]. Причем за упрочнение поли кристаллических металлов ответственны в основном два эффекта: барьерный — упрочняющая роль границ зерен как мощных препятствий для движущихся дислокаций и развитие множественного скольжения в каждом зерне поликристалла, связанное с необходимостью выполнения условия Мизеса [14, 15, 45, 252J (см. гл 1). Учитывая, что различно ориентированные соседние зерна в поликристаллах деформируются при совместном взаимодействии, указанные эффекты обеспечивают сплошность (непрерывность) границ зерен в процессе пластической деформации. В целом упрочнение за счет эффекта усложнения скольжения и барьерного эффекта зависит от типа решетки и определяется структурой материала, размером зерна, схемой напряженного состояния, условиями испытания [14, 252].

Вклад множественного скольжения в ОЦК- и ГЦК-поликристал-лах значительно больше вклада за счет барьерного упрочнения. Экспериментально установлено, что поликристаллы той же чистоты, что и монокристаллы, упрочняются примерно в пять раз интенсивнее, чем монокристаллы, ориентированные для легкого скольжения, и вдвое выше, чем ориентированные для множественного скольжения [14, 252].

На этапе развитой деформации влияние границ зерен, согласно [252], ослабевает. Деформационное упрочнение в этом случае начинает определяться процессами внутри зерна, поэтому интенсивности упрочнения поли- и монокристаллов становятся почти равными. Здесь вклад границ зерен выражается только в более высоком уровне напряжения течения при одинаковых деформациях. Тогда можно ожидать, что после удлинения в несколько процентов кривые напряжение — деформация для монокристаллов, ориентированных для множественного скольжения, и соответствующие кривые для поликристаллов должны идти параллельно. На практике, однако, кривая а — е поликристаллов идет более круто, что, по-видимому, обусловлено более сложной картиной скольжения (рис. 3.8).

Если перестройка дислокационной структуры, согласно [276], обусловлена энергетическим критерием, то динамика такой перестройки определяется свойствами самого материала, и в частности величиной энергии дефекта упаковки [9, 40, 232]. Как известно, энергия дефекта упаковки является физическим параметром, и в значительной степени определяющем строение ядра дислокации, возможность ее диссоциации на частичные дислокации, подвижность последних, склонность к поперечному скольжению и т. д. Легкость поперечного скольжения винтовых компонент дислокаций и определяет во многом различия в механическом поведении металлов с разной энергией дефекта упаковки, в частности, например, металлов с ГЦК- и ОЦК-решетками. Чем эта энергия выше, тем раньше (по уровню напряжения и величине деформации) начинается интенсивное поперечное скольжение, облегчается обход движущимися дислокациями барьеров различной природы, в результате сокращаются стадии легкого и множественного скольжения монокристаллов, отмечаются изменения и на кривых нагруже-ния поликристаллов (рис. 3.9) [5, 252]. Наблюдаемые явления связаны со структурными перестройками в металле, приводящими к образованию ячеистой структуры вследствие облегченного поперечного скольжения винтовых компонент дислокаций.

Скорость деформации и температура аналогичным образом влияют на параметры процесса разрушения через изменение жесткости напряженного состояния, не меняя самого процесса в определенном диапазоне изменения указанных факторов. Сочетание низкой скорости деформации и высокой степени стеснения пластической деформации может изменить механизм вязкого разрушения, например от преимущественного формирования ямочного рельефа в условиях отрыва до вязкого внутризеренного, путем сдвига при нарушении сплошности по одной из кристаллографических плоскостей. Указанный переход в развитии процесса разрушения был выявлен при испытании круглых образцов диаметром 5 мм с надрезом из жаропрочного сплава ЭИ437БУВД при температуре 650 °С. Медленный рост трещины характеризовался следующими элементами рельефа: гладкие фасетки со следами внутризеренного множественного скольжения по взаимно пересекающимся кристаллографическим плоскостям, вышедшим в плоскость разрушения, и волнистый рельеф в виде пересекающихся ступенек, которые также отражают процесс кристаллографического скольжения (рис. 2.6я). Аналогичный характер формирования поверхности разрушения был выявлен в изломе на участке ускоренного роста трещины при эксплуатационном разрушении диска турбины двигателя (рис. 2.6б). Диск был изготовлен из того же жаропрочного сплава ЭИ437БУВД. Разрушение диска было усталостным. Сопоставление описываемых элементов рельефа в ситуации монотонного растяжения с низкой скоростью деформации и повторное циклическое нагружение диска в эксплуатации привели к идентичному процессу разрушения. В отличие от разрушения образца в диске развитие трещины происходило при медленном возрастании нагрузки в момент за-

(3) мода множественного скольжения, состоящая из образования новых дислокаций, т. е. возникновения скольжения в других системах скольжения.