Перестройка кристаллической

На стадии динамического возврата происходит массовое двойное поперечное скольжение и перестройка дислокационной структуры, устанавливается параболическая зависимость ai(ej). Рассмотренные стадии деформирования отмечаются для монокристаллов с ГЦК решеткой. У поликристаллов с ГЦК решеткой из-за неоднородности полей напряжений поперечные скольжения идут с самого начала пластической деформации, то есть для них характерно параболическое упрочнение на всех стадиях деформирования. Зависимости ai(ei) для ОЦК монокристаллов имеют следующие особенности.

ное поперечное скольжение и перестройка дислокационной структуры, устанавливается параболическая зависимость а = f(s). Рассмотренные стадии деформирования отмечаются для монокристаллов с ГЦК решеткой. У поликристаллов с ГЦК решеткой из-за неоднородности полей напряжений поперечные скольжения идут с самого начала пластической деформации, то есть для них характерно параболическое упрочнение на всех стадиях деформирования. Зависимости cr = f(s) для ОЦК монокристаллов имеют следующие особенности. Дислокации (винтовые) в них мало подвижны даже при повышенных температурах. Поэтому уровень напряжений на стадии легкого скольжения повышенный. Вторая стадия практически отсутствует. Это объясняется свойством ОЦК металлов блокирования дислокациями одной системы скольжения всех остальных. Поликристаллы обычно имеют более высокий предел упругости и модуль упрочнения. В поликристаллах практически не бывает 1 стадии, так как у границ зерен образуются скопления дислокаций и большие деформации возникают только тогда, когда напряжения, создаваемые скоплениями, будут релаксиро-ваны при больших деформациях. Различие в кривых а = f(s) незначительно. Таким образом, анализ взаимодействия дислокационных структур на различных стадиях деформации позволяет установить зависимость деформационного упрочнения от степени пластической деформации.

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.

Технологические режимы включают обычно холодную обработку, с возвратом, циклическую обработку, крип или горячую обработку с динамическим и статическим возвратом [262,275]. С увеличением степени деформации в каждом из них, исключая возврат, наблюдаются повышение плотности дислокаций и перестройка дислокационной структуры, приводящая, в конечном итоге, к образованию ячеистой структуры, изменение размеров которой имеет тенденцию к насыщению [9].. Напряжение течения обычно пропорционально \^р независимо от степени развития ячеистой структуры Более того, дислокационные ячейки (субзерна) увеличиваются, плотность дислокаций в них уменьшается^ границы ячеек (субзерен) становятся более узкими и упорядоченными,, когда изменяется любой из следующих факторов — температура и время деформации увеличиваются, а напряжение, скорость и амплитуда деформации уменьшаются [9, 275].

4.3. ПЕРЕСТРОЙКА ДИСЛОКАЦИОННОЙ СТРУКТУРЫ И ДЕФОРМАЦИОННОЕ УПРОЧНЕНИЕ ПРИ ПОВТОРНОЙ ДЕФОРМАЦИИ

в каждом проходе выходит на уровень общей кривой, что наглядно иллюстрируется (рис. 4.18, а) данными работы по волочению железа при комнатной температуре [299]. Сложнее в этом отношении протекает высокотемпературная деформация, наиболее характерной особенностью которой является обязательное присутствие возврата (т. е. уменьшение плотности дислокаций и, как следствие, перестройка дислокационной структуры). Это, прежде всего, динамический возврат

Перестройка дислокационной структуры при повторной деформации (или при очередном проходе) позволяет рассматривать последнюю-как продолжение деформации от некоторого значения, эквивалентного предыдущей деформации от некоторого значения, эквивалентного предыдущей деформации по набранной плотности дислокаций. При этом-напряжение течения, если температура не изменяется от прохода» к проходу, будет определяться выражением, близким по форме к уравнению (4.10):

371. Упрочнение и разрушение при повторной пластической деформации. I. Перестройка дислокационной структуры и эквивалентная деформация / В.' Ф.Шои-сеев, Э. П. Печковский, В. Г. Михайлов и др. // Пробл. прочности.—1987.— № 4.

4.3. Перестройка дислокационной структуры и деформационное упрочнение при повторной деформации . ............... 174

Стадийность процесса прежде всего связана с различным типом дефектных структур, самоорганизующихся при обмене системы энергией (и веществом) с окружающей средой. Эволюция дислокационной структуры в процессе деформации монокристаллов с ОЦК-решеткой, детально изученная в работах [35, 148, 216, 235 и др.], связана на различных стадиях со следующими дислокационными структурами: стадия I — диполи из краевых дислокаций, винтовые дислокации и скопления дислокаций; II — клубки дислокаций, границы ячеистой структуры; III — ячеистая структура. Считают, что переход от одной стадии к другой, а следовательно и перестройка дислокационной структуры, связаны с изменением кристаллографии скольжения. В случае поликристаллических материалов также удается выделить эти стадии, в том числе при циклическом нагружении [35, 236, 237]. В работе [235] предложена обобщенная схема деформационного упрочнения поликристаллических ОЦК-металлов и сплавов (рис. 90), отражающая многостадийный и иерархический характер перест-

Период зарождения и развития субмикроскопических трещин связан с незначительными изменениями физико-механических интегральных свойств материала, хотя в нем происходит перестройка дислокационной структуры в устойчивых полосах скольжения и возникновение новых полос скольжения.

Под влиянием эксплуатационных факторов в хромомолибденованадиевой стали протекают процессы термодеформационного старения: распад и выделение вторичных фаз, перестройка дислокационной структуры и накопление микроповрежденности в результате ползучести.

Перестройка кристаллической решетки в твердом состоянии называется вторичной кристаллизацией.

В структуре аустенитных сталей Х18Н12Т и 1Х14Н14В2М (ЭИ257) также происходят изменения в процессе эксплуатации. Стали аустенитного класса применяют в аустенизированном состоянии. До эксплуатации их структура состоит из аустенита и небольшого количества карбонитридов. Из пересыщенного при аусте-низации твердого раствора углерода и легирующих элементов в ^-железе в ходе эксплуатации по границам зерен выпадают хрупкие вторичные фазы, которые приводят к снижению ударной вязкости. Несмотря на это, ударная вязкость все-таки остается на достаточно высоком уровне. Например, в паропроводе из стали 1Х14Н14В2М, установленном на одном из котлов ТЭЦ ВТИ и работающем на паре 300 ат/600°С, за 20 тыс. ч эксплуатации ударная вязкость снизилась с 38 до 15 кГ-м/см2. За это же время содержание молибдена в карбидном осадке увеличивалось с 0,04 до 0,10%, а хрома — с 0,10 до 0,97%. Из-за перехода части легирующих элементов в карбиды зоны, прилегающие к границам зерен, обедняются легирующими элементами. В этих зонах из-за изменения состава твердого раствора происходит перестройка кристаллической решетки из у- в а-модификацию. Легированный а-раствор менее пластичен, чем -у-твердый раствор [Л. 93].

Образование а-фазы — конец распада наблюдается только при температурах 400—500° С. Во время длительных изотермических выдержек при более низких температурах (до 200° С) происходит субмикрорас-слоение метастабильного р-твердого раствора на участки, обедненные и обогащенные легирующими элементами. При увеличении выдержки или повышении температуры в участках, обедненных легирующими элементами, мартенситным путем происходит перестройка кристаллической решетки (3-фазы в решетку ву-фазы.

Если метастабильный р-твердый раствор, содержащий обогащенные и обедненные легирующими элементами участки, охладить до низких температур, то размеры некоторых участков могут оказаться большими критической величины, когда нарушается сопряжение решеток между участками различной концентрации и образуются новые поверхности раздела. В обедненных легирующими элементами участках р-твердого раствора может произойти перестройка кристаллической решетки. На рентгенограммах сплавов ВТ8, ВТЗ-1, ОТ4 после охлаждения до —70° С наблюдаются слабые размытые линии да-фазы. Как видно из рис. 5, объем сплава при этом повышается.

Для нас имеют значения две критические точки стали, так называемые нижняя и верхняя. Нижняя критическая точка обозначает температуру, при которой начинается перестройка кристаллической решетки, а верхняя критическая точка — температуру, при которой заканчивается перестройка кристаллической решетки. Нижняя критическая точка обозначается Act и для сталей соответствует температуре 723° С, верхняя — обозначается АСЗ и для котельных сталей соответствует температуре в пределах от 723 до 906° С,, в зависимости от химического состава стали.

При очень больших степенях .переохлаждения возможно бездиффузионное превращение аустенита в пересыщенный раствор углерода в а-железе, называемый мартенситом. При мартенсит-ном превращении происходит очень быстрая перестройка кристаллической решетки -у-железа в решетку а-железа. Пути перемещения атомов не превышают параметра решетки. Времени на диффузионные процессы не остается, и весь углерод, захваченный превращением, переходит в пересыщенный твердый раствор в а-железе. Элементарная кристаллическая ячейка кристаллической решетки мартенсита — прямоугольная призма с атомом железа в центре. Основание призмы — квадрат со стороной а. Высота призмы с больше стороны основания а. Такую кристаллическую решетку называют тетрагональной, а отношение параметров решетки с/а называют степенью тетрагональ-ности.1 Посередине одного из вертикальных ребер куба элементарной ячейки располагается атом углерода, расклинивающий решетку и делающий высоту призмы больше стороны основания (рис. 72, а).

Для образования стабильного по составу зародыша аустенита феррит, прежде чем превратиться в ^-модификацию, должен обогатиться углеродом до концентрации, соответствующей равновесной для 7-фазы при температуре превращения. Таким образом, согласно этим представлениям, если а -»• т-прев ращение происходит вблизи критической точки Асг (ti на рис. 1), феррит первоначально насыщается углеродом до концентрации, близкой к эвтектоидной — 0,8 % (точка S диаграммы, см. рис. 1), а затем происходит перестройка кристаллической решетки, при-

ке 2, процесс кристаллизации аустенита заканчивается. От точки 2, до точки J, не происходит никаких превращений, идет процесс охлаждения аустенита. В точке J, и ниже начинает протекать полиморфное превращение. Происходит перестройка кристаллической решетки железа: Fey •-» Fea. В результате из аустенита выделяется феррит. Фазы А + Ф находятся в равновесии, на что указывает проведенная ниже точки.?, горизонтальная линия.

Слой металла, прилегающий к окалине, насыщается кислородом, образуя твердый раствор кислорода в железе. По мере насыщения железа до максимальной концентрации происходит упорядоченная перестройка кристаллической решетки твердого раствора и на поверхности металла образуется вюститная фаза (FeO).

Для образования стабильного по составу зародыша аустенита феррит, прежде чем превратиться в 7-модификацию, должен обогатиться углеродом до концентрации, соответствующей равновесной для 7-фазы при температуре превращения. Таким образом, согласно этим представлениям, если а -»• 7-превращение происходит вблизи критической точки Ас^ (ti на рис. 1), феррит первоначально насыщается углеродом до концентрации, близкой к эвтектоидной - 0,8 % (точка 5 диаграммы, см. рис. 1), а затем происходит перестройка кристаллической решетки, при-

Известно, что минимальная температура рекристаллизации железа ~450° С. Из анализа диаграмм изотермического распада переохлажденного аустенита следует, что температурная область промежуточного превращения расположена ниже минимальной температуры рекристаллизации железа. Поэтому диффузия атомов легирующих элементов, а также самодиффузия атомов железа при промежуточном превращении невозможны. Вследствие этого у -> а-перестройка кристаллической решетки по диффузионному механизму при этом превращении также невозможна. Следовательно, перестройка решетки может идти только по сдвиговому (мартен-ситному) механизму путем направленного движения групп атомов с сохранением когерентности кристаллических решеток аустенита и феррита.