Сдвиговую деформацию

В чистом железе не удается получить такое переохлаждение, при котором диффузионные перемещения атомов подавляются настолько, что для V-модификации остается только возможность превращения по мартенситному (сдвиговому) механизму, при котором она превращается в игольчатый фер-

дышей критического размера происходит за счет флуктуации распо ложенпя атомов. В объеме феррита на границе с цементитом возникают флуктуационные участки с решеткой аустенита, в которые поступает углерод из карбида. Некоторые исследователи полагают, что механизм а ->- ^-перестройки сдвиговый при наличии когерентных границ. В образовавшиеся по сдвиговому механизму пластинчатые участки 7-фазы от Fe;,C диффундирует углерод и они становятся способными к росту зародышами аустенита. При росте зародыша когерентность а- и у-решеток нарушается, сдвиговый механизм заменяется нормальным механизмом роста, и зерна аустенита приобретают равноосную форму.

В перегретой стали нередко четко проявляется то, что феррит образуется по сдвиговому механизму превращения 1. Рост пидман-штеттовых кристаллов (рис. 97, а) феррита происходит при высоких температурах в условиях диффузионного отвода углерода.

ванных сталей. При условии W^>WM происходит полное мер-тенситное превращение, при Шб/5>оУМ1 — частичное мартенсит-ное в оставшейся части аустенита после других более высокотемпературных превращений. Превращение бездиффузионно и происходит при переохлаждении аустенита до температур, при которых диффузионные перемещения атомов железа практически прекращаются, а углерода существенно замедляются. Оно начинается и заканчивается при постоянных для сталей данного состава температурах Тк.нТи.к, не зависящих от скорости охлаждения. Превращение протекает по сдвиговому механизму. Мартенситные пластины образуются вдоль плотноупакованных октаэдрических плоскостей ГЦК решетки аустенита, которые наиболее близки по атомному строению к плоскостям с максимальной упаковкой в ОЦК решетке мартенсита. В результате кратчайших кооперативных атомных смешений (эквивалентных сдвиговой деформации) ГЦК решетки аустенита превращаются в объемно-центрированные тетрагональные решетки мартенсита. Превращение мартенсита не сопровождается выделением углерода из твердого раствора, который после превращения становится пересыщенным. Атомы углерода, расположенные в аустените в сравнительно свободных пустотах вдоль ребер ГЦК. решетки, оказываются на гранях ОЦК решетки. Они препятствуют сдвиговой деформации при превращении, в результате чего тетрагональная решетка мартенсита искажается. Чем выше содержание углерода, тем больше тетрагональность решетки. Твердость мартенсита определяется содержанием углерода в стали и практически не зависит от содержания легирующих элементов (13.23). Мартенситное превращение аустенита не бывает полным — в структуре всегда остается от 2 до 10% остаточного аустенита (Л0).

В условиях циклического деформирования могут наблюдаться те же механизмы зарождения трещин, которые свойственны и другим видам нагру-жения: механизм слияния дислокаций, механизм заторможенного сдвига, механизм вскрытия полосы скольжения, механизм Коттрелла - зарождение микротрещин на пересечении полос скольжения, образование субмикротре-щин на краю субграницы, образование трещин при взаимодействии двойников, возникновение микротрещин на поверхностях раздела. Во многих случаях невозможно провести четкую грань между различными вариантами и исключить еще серии механизмов, не укладывающихся ни в один из названных. На рис. 22 - 25 представлены некоторые механизмы зарождения усталостных трещин на стадии деформационного упрочнения. В сплавах железа зарождение усталостных микротрещин часто происходит в устойчивых полосах скольжения по сдвиговому механизму (рис. 26).

Сопротивление росту трещины на каждом из этих этапов подчиняется различным закономерностям. Для развития трещины по сдвиговому механизму граница зерна является существенным барьером, тогда как та же граница преодолевается трещиной, растущей под действием нормальных напряжений, значительно легче. Реально существуют два варианта соотношения напряжений, необходимых для роста трещины на

Исследования проводили на мартенситостареющих сталях типа Н18К9М5Т, Х15К19МЗ, Х14К14Н4МЗ, Х12Н7К7М4, Н8Г4М, Н5Г7М. Методом высокотемпературной металлографии установлено, что на начальных этапах oc-»-f превращение в исследованных сталях проходит по сдвиговому механизму с образованием поверхностного рельефа, фрагменты которого представляют «пачки» параллельных пластин, ограниченных аустенитным зерном (рис. 1). Пластины аустенита имеют ориентировку исходных пластин мартенсита. Это следует из отсутствия структурных изменений в поверхности шлифа, предварительно протравленного на мартенсит. Рельеф образуется на всей поверхности шлифа за 3—10 с. За такое же время контрастность рельефа в фазово-контрастном микроскопе достигает максимума, что затрудняет выявление кинетики сдвигового превращения.

Общим в кинетике превращений в твердом состоянии, приводящих к образованию М., является: отсутствие диффуз. перемещений атомов; развитие превращения гл. обр. в процессе непрерывного охлаждения; образование кристаллов М. .по сдвиговому механизму (подобно образованию механич. двойников), приводящему к созданию рельефа.

При низких температурах и больших напряжениях деформация ползучести происходит преимущественно по сдвиговому механизму — путем скольжения. В поликристаллическом металле возможна различная картина образования полос скольжения. Существует неравномерность деформации при переходе от зерна к зерну. В зависимости от направления приложения силы по отношению к кристаллографическим плоскостям зерна скольжение может развиваться по одному или нескольким семействам плоскостей скольжения (рис. 3-5,а). В месте выхода плоскостей скольжения на поверхность или на границу между зернами могут образовываться ступеньки. На стыке зерен часто наблюдаются складки (рис. 3-5,6). 70

Первоначальные зародыши аустенита при нагреве несколько выше критической точки Асх образуются сдвиговым путем (tx -> -*¦ у) при сохранении когерентных границ (см. рис. 33). В результате этого превращения образуется низкоуглеродистый аустенит пластинчатой формы. В образовавшемся по сдвиговому механизму низкоуглеродистом аустените растворяется Fe3C, и содержание углерода в аустените приближается к равновесному.

Чистый Со обнаруживает при 417 °С фазовый переход от высокотемпературной у аустенитной (г.ц.к.) кристаллической структуры к низкотемпературной с (г.п.) структуре. Считают [7], что эта реакция по своей природе фактически атермическая и при термоциклировании проявляет обратимость. В случае охлаждения (у-»с)-переход происходит при 390 °С (температура "Ms"); нагрев вызывает при 430 °С (температура As) обратный переход в у-состояние. Полнота перехода в г.п. структуру зависит от загрязненности примесями и размера зерен исходного материала; мелкозернистая структура и повышенная загрязненность сдерживают этот фазовый переход, холодная деформация, напротив, обеспечивает полное превращение. Последнее совершается по сдвиговому механизму и характеризуется следующими кристаллографическими соотношениями между фазами:

на незначительные расстояния. Однако образование зародыша новой фазы влечет за собой возникновение упругой энергии (т. е. энергии упругой деформации). Неличина этой энергии в некоторый момент превышает предел упругости среды, что влечет за собой сдвиговую деформацию, нарушение когерентности и образование межфазной границы Г (см. рис. 65). Вследствие этого когерентный рост становится невозможным.

единичный куб; деформацию куба находят суммированием деформаций всех прямоугольных параллелепипедов. Разбивку куба на отдельные параллелепипеды осуществляют с помощью сечений плоскостями, перпендикулярными осям i и / и проходящими через граничные точки отрезков Р;, Ру. Вклад сдвиговой деформации каждого из девяти полученных таким образом параллелепипедов в деформацию сдвига составного единичного куба пропорционален модулю сдвига материала. Сдвиговую деформацию составного .параллелепипеда определяют по методу Фойгта. В этом случае принимают равенство деформаций в смежных частях параллелепипеда, а напряжения вдоль оси k распределяют пропорционально жесткости каждой части.

Модули сдвига. Модуль сдвига GJJ для модели материала, изображенной на ' рис. 5.2, определяют по методу Рейсса, согласно которому равенство напряжений принимают в смежных параллелепипедах, составляющих единичный куб; деформацию куба находят суммированием деформаций всех прямоугольных параллелепипедов. Разбивку куба на отдельные параллелепипеды осуществляют с помощью сечений плоскостями, перпендикулярными осям i и / и проходящими через граничные точки отрезков Р;, Ру. Вклад сдвиговой деформации каждого из девяти полученных таким образом параллелепипедов в деформацию сдвига составного единичного куба пропорционален модулю сдвига материала. Сдвиговую деформацию составного .параллелепипеда определяют по методу Фойгта. В этом случае принимают равенство деформаций в смежных частях параллелепипеда, а напряжения вдоль оси k распределяют пропорционально жесткости каждой части.

Другое отличие о. ц. к.-решетки от г. ц. к., кроме значительно большей гидростатической компоненты тензора деформации, создаваемой примесным атомом внедрения, заключается в том, что примесный атом, находящийся в октаэдрической пустоте, создает не только гидростатическую, но и сдвиговую деформацию. Это связано с тем, что расстояние между центрами атомов, образующих октаэдрическую пустоту в о. ц. к.-решетке в направлении <100>, равно а, в направлениях же <101>

h а7г/ + ааху. (7Л) Используя формулы Коши, вычислим сдвиговую деформацию

новой фазы влечет за собой возникновение упругой энергии (т. е. энергии упругой деформации) за счет разности удельного объема исходной и новой фаз. Величина этой энергии в некоторый момент превышает предел упругости среды, что вызывает сдвиговую деформацию, нарушение когерентности и образование межфазовой границы (рис. 33, б). Вследствие этого когерентный рост становится невозможным.

Рассмотрим теперь, каким образом парная дислокация в сверхрешетке взаимодействует с частицами. Расчеты в этом случае выполняют по принципам, выработанным Гляйтером и Хорнбогеном [21], но используют уравнения, предложенные другими авторами [20], [22]. В то время как первая дислокация просто вызывает сдвиговую деформацию частиц (см, рис.3.5), вторая дислокация увлекается вперед теми АРВ, которые остаются во всех частицах, перерезанных первой дислокацией. При условии, что обе дислокации одинаковые по форме, а расстояние х между ними достаточно мало, но больше rs, вторая дислокация может располагаться вне всех этих частиц. Такое положение возможно, когда длительность старения велика. Следовательно, в состоянии равновесия полное напряжение т , продвигающее вперед вторую дислокацию, уравновешивается отталкивающей силой, действующей между этими двумя дислокации, т.е.

разим условие, необходимое, чтобы первая дислокация смогла вызвать сдвиговую деформацию частиц:

изменении температуры по требуемой программе T(t). В процессе испытания регистрируется угол закручивания образца <р(0, по которому можно найти сдвиговую деформацию в стенке образца у(г).

Подставляя в (5.46) выражение для Si из (5.33), находим сдвиговую деформацию уху в виде

Далее, если главной деформацией сдвига у3 назвать сдвиговую деформацию, вызываемую главным касательным напряжением т3= = ±V»(0i — ^2). то можно записать следующие соотношения: