Металлы и сплавы

)

мкм.

Интервал увеличений, при котором две разрешаемые точки отчетливо воспринимаются глазом, называется полезным увеличением микроскопа. Максимальное полезное увеличение микроскопа (М) определяют по формуле

М = P/d,

где d – разрешаемое расстояние; P – наименьшее разрешаемое расстояние человеческого глаза (обычно P = 300 мкм).

Таким образом, М = 300/0,24 = 1250.

Для иммерсионных объективов, в которых объекты рассматривают через кедровое масло (n = 1,5; А = 1,4), получают d = 0,2 мкм и соответственно М = 1500.

Различные увеличения при рациональных комбинациях объективов и окуляров микроскопа МИМ-7 приведены в табл. 3.2.

Повышение степени увеличения оптического микроскопа свыше 1500х для видимого света нецелесообразно, так как не приводит к выявлению новых деталей структуры.

Таблица 3.2 - Увеличения при рациональных комбинациях объективов и окуляров микроскопа МИМ-7

Объективы		На матовом стекле			При визуальном наблюдении
		Окуляры
		7х	10х	15х	7х	10х	15х	20х
F=23,2	А=0,17	(70)	120	160	(60)	90	130	170
F=13,89	А=0,30	(115)	200	270	(100)	140	200	300
F=8,16	А=0,37	200	340	450	170	240	360	500
F=6,16	А=0,65	(260)	440	600	(250)	320	500	(650)
F=2,77	А=1,25	575	1000	1350	500	720	1080	(1440)
F=2,79	А=1,00	575	1000	(1350)	500	720	1080	(1440)

 увеличение в скобках применять не рекомендуется.

Для получения желаемого увеличения микроскопа надо, пользуясь табл. 3.2, выбрать необходимые объектив и окуляр, взять их из комплекта к микроскопу и установить в соответствующие тубусы.

Для увеличения разрешающей способности микроскопа можно использовать ультрафиолетовую часть спектра (0,4 мкм), но, с одной стороны, это усложняет технику анализа, а с другой  не дает значительного увеличения.

Для получения существенно большей разрешающей способности необходимо пользоваться электронным микроскопом. Современные электронные микроскопы дают качественную картину при увеличениях до х200000 и более.

Вспомогательные устройства микроскопа

При проведении количественных исследований (определение величины зерна, глубины цементированного слоя и др.) пользуются окулярными вкладышами. Это стеклянные пластинки, на которые нанесены шкала, перекрестие, квадратная сетка и т.п. Эти пластинки вставляются в окуляр между линзами. Окуляр с измерительным вкладышем называется окуляром-микрометром. Расстояние между делениями шкалы окуляра-микрометра обычно равно 0,1 мм. Так как окуляры могут применяться в комбинации с различными объективами, то для каждого увеличения необходимо определять цену деления окуляра-микрометра. Для этой цели служит объект-микрометр, который представляет собой пластинку со шкалой. На шкале нанесено 100 делений, расстояние между делениями равно 0,01 мм, а общая длина шкалы  1 мм.

Цену деления окуляра-микрометра определяют следующим образом. На предметный столик помещают объект-микрометр шкалой вниз. Наблюдая в окуляр-микрометр, вращением макрометрического и микрометрического винтов наводят на резкость шкалу объекта-микрометра, перемещая глазную линзу в тубусе, получают четкое изображение шкалы окуляра. С помощью грубой и микрометрической подач получают резкое изображение шкалы объекта-микрометра. Вращением окуляра совмещают шкалу окуляра-микрометра со шкалой объекта-микрометра и устанавливают параллельно штрихи обеих шкал.

Подсчитывают, в какое число делений окуляра-микрометра укладывается определенное число делений шкалы объекта-микрометра. Цену деления окуляра-микрометра определяют по формуле

,

где Цоб = 0,01 мм – цена деления шкалы объекта-микрометра;

Аоб – число совмещенных делений объекта-микрометра;

Аок – число совмещенных делений окуляра-микрометра.

Например, при данном увеличении 60 делений шкалы объекта-микрометра занимают 30 делений шкалы окуляра-микрометра. Цена деления объекта-микрометра при данном увеличении

мм/дел.

Задание и методические рекомендации

1. Изучить содержание лабораторной работы и записать в журнал-отчет основные ее положения.

2. Отполировать, промыть и высушить микрошлиф. Исследовать его под микроскопом при 100-кратном увеличении, зарисовать видимые неметаллические включения и сравнить со стандартной шкалой, которая имеет такое же увеличение. Определить тип и балл неметаллических включений.

3. Протравить шлиф технического железа в 4%-ном водном растворе HNO3, промыть, высушить и исследовать структуру под микроскопом при 100-кратном увеличении. Зарисовать структуру и определить номер зерна, пользуясь шкалой ГОСТа.

Обычно пользуются 10-балльной шкалой для определения номера зерна в сталях. Однако следует знать, что стандартная шкала величин зерна в сталях содержит 18 номеров (от № -3, включая нулевое зерно, до № 14). Номера зерен от 1 до 10 выявляют путем визуального сравнения структуры при стократном увеличении микроскопа со стандартной шкалой, данной для такого же увеличения.

Номера зерна от -3 до 0 (более крупные) определяют при двадцатипятикратном увеличении микроскопа. При этом они соответствуют номерам

1–4 десятибалльной шкалы. Номера зерна от 11до 14 определяют при четырехсоткратном увеличении микроскопа. Они соответствуют номерам 7 – 10 той же десятибалльной шкалы.

4. Определить толщину защитного покрытия – плакированного слоя алюминиевого сплава. Нарисовать схемы настройки и отсчета.

На рис. 3.6 показана микроструктура плакированного дуралюмина. Микроструктура состоит из тонкого слоя чистого алюминия толщиной 0,02…0,03 мм и сердцевины. Сердцевина представляет собой зерна пересыщенного твердого раствора на основе алюминия (с выделившимися вследствие старения мельчайшими частицами CuAl2, фазы S(Al2CuMg ) и темных нерастворившихся частиц соединений железа).

Рис. 3.6. Плакированный дуралюмин, х1000

Контрольные вопросы

Что представляет собой макроструктурный анализ металлов и сплавов? Что выявляется с его помощью?

Какие вы знаете виды разрушений, чем они характеризуются?

Чем характеризуется поверхностное травление и для чего оно применяется? Для чего используется глубокое травление?

Как определяется наличие и распределение серы в сталях методом отпечатка по Бауману?

Что представляет собой микроструктурный анализ? Что можно выявить с его помощью? Каков порядок приготовления микрошлифов?

Какие реактивы применяют для выявления структуры в различных сплавах?

Что представляет собой разрешающая способность и полезное увеличение микроскопа? Как можно повысить полезное увеличение микроскопа?

8. Что представляет собой окуляр-микрометр и объект-микрометр? Как определяется цена деления окуляра-микрометра с помощью объекта-микрометра?

Как определяется балл неметаллических включений в сталях?

Как определяется номер зерна в сталях? Сколько всего номеров зерна в сталях в соответствии с ГОСТом?

Лабораторная работа № 4

Пластическая деформация и рекристаллизация металлов

Цель работы

1. Изучить механизм пластической деформации монокристаллов и поликристаллических металлов и сплавов. Экспериментально определить зависимость механических свойств металлов и сплавов от степени пластической деформации.

2. Исследовать влияние температуры нагрева на свойства деформированного металла.

Экспериментально определить температуру начала рекристаллизации и критическую степень деформации заданного сплава.

Содержание работы

При различных технологических операциях (ковке, штамповке, прокатке) в металлах и сплавах возникают значительные структурные изменения, вызываемые смещением атомов в кристаллической решетке. Степень смещения атомов зависит от величины действующих напряжений. Небольшие смещения атомов, полученные при малых деформирующих напряжениях, могут быть обратимыми, т.е. после снятия нагрузки атомы возвращаются на свои прежние места. Деформация в таком случае называется упругой, и поскольку она не сопровождается остаточными изменениями в структуре, свойства деформированных металлов не изменяются.

При увеличении напряжения выше предела упругости наблюдаются значительные смещения атомов относительно положений равновесия. После снятия нагрузки атомы не возвращаются в свои прежние положения – это приводит к изменению свойств материалов. Остаточная деформация называется пластической.

Атомно-кристаллическое строение металлов

Металлы имеют кристаллическую структуру, состоящую из правильно расположенных в пространстве ионов, которые образуют простые геометрические фигуры (куб, октаэдр, ромбические и гексагональные призмы и т.п.), и свободно движущихся между ними валентных электронов.

Реальная структура промышленных сплавов в большинстве случаев представляет собой совокупность большого количества отдельных кристаллов неправильной формы  зерен или кристаллов с различной их ориентацией в пространстве. Зерна состоят из отдельных фрагментов, разориентированных относительно друг друга на несколько градусов, а фрагменты  из блоков с углами разориентировки в несколько минут. Внутри блоков структура близка к идеальной.

Механизм пластической деформации монокристаллов

Межатомные силы в кристаллических телах складываются из электростатических сил притяжения и отталкивания. Равнодействующая этих сил на некотором межатомном расстоянии равна нулю.

При сближении атомов (ионов) возрастают силы отталкивания, а при удалении появляются силы притяжения. Соотношение этих сил и определяет упругость и пластичность тела при воздействии на него внешних усилий.

Основное свойство упругой деформации состоит в том, что после снятия нагрузки деформация исчезает, т.е. деформированное тело восстанавливает свою форму и размеры. Пластическая деформация является остаточной, если после снятия нагрузки форма и размеры тела не восстанавливаются. Можно говорить, что в области упругих деформаций кристалл «помнит» свои размеры и форму, а в области пластических деформаций такая «память» нарушается.

В монокристалле под воздействием внешних усилий пластическая

деформация осуществляется методом скольжения или двойникования (рис. 4.1).

рис. 4.1. Схема пластического сдвига в идеальной кристаллической решетке:а, б, в – скольжение; АА – плоскость скольжения; г – двойникование; ББ – плоскость двойникования

Деформация металлов путем скольжения (рис. 4.1, а – в) наблюдается наиболее часто. При скольжении происходит многократный сдвиг одной части кристаллической решетки относительно другой на один параметр решетки вдоль плоскости скольжения АА или вдоль других плоскостей, параллельных данной плоскости. Скольжение происходит вдоль плоскостей, наиболее плотно упакованных ионами. Смещение атомов по плоскостям скольжения в процессе пластической деформации проявляется в виде линий скольжения, которые наблюдаются под микроскопом. Чем больше степень деформации, тем гуще располагаются линии скольжения. При больших деформациях они почти сливаются. Видимая при малом увеличении линия скольжения в действительности представляет собой целую группу линий, расположенных друг от друга на малых расстояниях. Если скольжение происходит по нескольким системам одновременно, то на микрошлифе выявляются сетки из линий скольжения.

При двойниковании происходит поворот одной части кристаллической решетки относительно другой на некоторый угол , отсчитываемый от плоскости двойникования ББ.

Двойникование наблюдается значительно реже, чем скольжение. Деформация двойникованием обычно происходит при низких температурах и при больших скоростях деформирования, когда скольжение затруднено. В этом случае наблюдается поворот определенных частей кристалла в плоскости деформации, так что кристаллическая решетка становится зеркальным отражением решетки соседних недеформированных областей (рис. 4.1, г). В кристалле возникают двойниковые полосы (двойники). В пределах одного зерна может быть несколько двойников.

Первую оценку сопротивления идеального кристалла пластическому деформированию дал Я.И. Френкель. Он рассмотрел две кристаллографические плоскости, которые сдвигаются одна относительно другой в кристалле на один параметр решетки, и определил критическое напряжение сдвига кр, возникающее в плоскости скольжения:

,

где G =  модуль сдвига; Е  модуль Юнга;

  постоянная, появление которой объясняется периодичностью функции sin, используемой при выводе формулы.

Расчеты по формуле Френкеля, выполненные для монокристаллов различных металлов, дают результаты, на несколько порядков отличающиеся от экспериментальных. Например, по формуле Френкеля для монокристалла железа кр = 11000 МПа (реально 29 МПа), для монокристалла алюминия кр = 4300 МПа (реально 10…15 МПа) и т.д.

Выход из этого противоречия был найден путем замены модели жесткого сдвига моделью перемещения вдоль плоскости скольжения особых геометрических дефектов кристаллической решетки – дислокаций.

Дислокации представляют собой линейные дефекты кристаллического строения металлов, имеющие место вдоль края незавершенной плоскости (краевая дислокация) (рис 4.2, а) или вдоль линии сдвига одной части кристалла относительно другой (винтовая дислокация) (рис 4.2, б).

В дислокационной теории пластической деформации приняты следующие допущения:

1) скольжение распространяется по плоскости сдвига последовательно, а не одновременно;

2) скольжение начинается от мест нарушения кристаллической решетки, которые должны быть или возникать в металле (кристалле) при его нагружении.

а б

Рис. 4.2. - Краевая дислокация вдоль линии ВС (а) и винтовая дислокация вдоль линии ВС (б)

Дислокационная теория пластической деформации подробно рассматривается в металлофизике и на сегодняшний день эта теория хорошо согласуется с экспериментальными данными.

Таким образом, пластический сдвиг вдоль плоскости скольжения в монокристалле происходит благодаря наличию в ней дислокаций  линейных либо винтовых.

Рассмотрим механизм пластической деформации на примере перемещения в кристалле линейной или краевой дислокации (при перемещении винтовых и других дислокаций явления аналогичны). Пусть в кристалле (рис. 4.3) имеется линейная дислокация (перпендикулярная плоскости сечения кристалла) на краю незавершенной плоскости (в районе точки Q).

Под действием сдвигающих напряжений  атомы незавершенной плоскости I сдвинутся влево. Верхняя часть целой плоскости II тоже сместится влево. В определенный момент происходит разрыв целой плоскости II по горизонтальной плоскости А-А и плоскость I объединяется с нижней частью плоскости II, образуя целую плоскость (показано штриховой линией). Верхняя часть бывшей целой плоскости II становится незавершенной РQ (показана штриховой линией), и дислокация будет расположена уже на ее крае. Таким образом, дислокация переместилась на одно межатомное расстояние влево.

Под действием касательных напряжений дислокация будет последовательно перемещаться в плоскости скольжения, пока не выйдет на поверхность кристалла. В результате произойдет сдвиг в кристалле по плоскости скольжения на одно межатомное расстояние, хотя все атомы в этой плоскости не перемещались одновременно.

Таким образом, для того чтобы получить элементарный сдвиг, необходимо переместить дислокацию на край монокристалла или зерна.

Рис. 4.3. Схема перемещения краевой дислокации, находящейся на нижнем крае незавершенной плоскости РQ (в районе точки Q), на одно межатомное расстояние влево (в положение Q)

Для получения реальных конечных сдвигов надо переместить множество дислокаций, которые должны быть в металлах или должны образовываться в них в процессе деформации.

Дислокации образуются разными способами:

1) при кристаллизации металлов (чаще винтовые дислокации);

2) при срастании в процессе кристаллизации отдельных кристаллитов;

3) за счет перерождения колоний вакансий в дислокации;

4) в процессе пластического деформирования благодаря источникам ФранкаРида.

Из всех способов зарождения дислокаций самым важным является последний, поскольку в этом случае возникает такое количество дислокаций, которое может обеспечить реальную макроскопическую пластическую деформацию.

Если обозначить общую длину всех линий дислокаций в объеме монокристалла через L и отнести ее к этому объему, то плотность дислокаций определится соотношением

см/см3, 1/см2, см-2.

Для отожженных металлов плотность дислокаций составляет 106108 см–2, а в процессе пластического деформирования плотность дислокаций увеличивается до значений 1011…1012 см–2; именно такая плотность дислокаций и обеспечивает пластическую деформацию, реально наблюдаемую на практике. Если плотность дислокаций повышается до значений 1013…1014 см–2, то пластическое деформирование заканчивается разрушением кристалла.

В зависимости от расположения относительно плоскости скольжения дислокации условно подразделяются на положительные и отрицательные. Находясь в одной плоскости скольжения, дислокации взаимодействуют между собой. Подобно электрическим зарядам в электростатике дислокации одного знака отталкиваются, а разных  притягиваются. Взаимодействие дислокаций влияет на пластичность монокристалла. Если дислокации в монокристалле отсутствуют, то пластическое деформирование может реализоваться только по механизму жесткого сдвига и тогда критические сдвигающие напряжения определяют по формуле Френкеля, что хорошо согласуется с экспериментальными данными.

Пластическая деформация начинается при напряжениях, равных пределу текучести. При этом в монокристаллах наблюдается перемещение имеющихся в них дислокаций. В процессе деформации появляются новые дислокации (существуют и работают источники дислокаций ФранкаРида). Дислокации могут пересекаться друг с другом и блокировать пластическую деформацию.

Пластическая деформация поликристалла

Реальный металл состоит из большого количества зерен, различно ориентированных относительно друг друга. Рассмотренный механизм пластической деформации приемлем для отдельно взятого зерна, в котором искажения кристаллической решетки определяются только наличием дислокаций и других дефектов.

Металлы технической чистоты содержат большое количество примесей, которые в кристаллической решетке основного металла могут находиться либо в атомарном состоянии, либо в виде частиц второй фазы с собственной кристаллической структурой. Кроме того, поликристаллическое строение реальных металлов обуславливает большое количество поверхностных дефектов на границах зерен, наличие которых также влияет на подвижность дислокаций, а следовательно, и пластичность металла.

Кратко рассмотрим влияние основных типов дефектов, встречающихся в реальном металле, на его прочностные и пластические свойства.

Если в плоскости скольжения имеются атомы другого вещества, то они вовлекаются дислокацией в движение, на что затрачивается энергия движущейся дислокации, которая будет постепенно терять свою подвижность, если примесных атомов будет достаточно много. Если в плоскости скольжения находятся инородные включения второй фазы со своей собственной кристаллической структурой, то движущаяся дислокация может их только обогнуть, что также требует энергетических затрат, приводящих к потере дислокациями подвижности. Границы зерен являются непреодолимыми препятствиями для движущихся дислокаций.

Все факторы, затрудняющие перемещение дислокаций, будут повышать предел текучести и приближать его к пределу прочности, т.е. они могут рассматриваться как упрочняющие факторы.

Увеличение сопротивления металла перемещению дислокаций зависит от следующих факторов:

а) поворота плоскостей скольжения относительно действующей силы. При этом плоскости скольжения стремятся расположиться параллельно главному направлению деформации, т.е. угол между действующей силой и плоскостью скольжения постепенно уменьшается, а напряжение в плоскости скольжения достигает своего критического значения при большем усилии. Таким образом, некоторая доля упрочнения за счет деформации объясняется геометрией самой деформации;

б) увеличения плотности дислокаций, что приводит к значительным искажениям пространственной кристаллической решетки. Они возникают при взаимодействии дислокаций друг с другом (их пересечении) и с другими дефектами кристаллической решетки;

в) торможения дислокаций на препятствиях: границах блоков, двойников, зерен, включениях других фаз. Так как в различных зернах реальных металлов ориентировка кристаллографических плоскостей различна, то границы зерен являются непреодолимой преградой для дислокаций. Скапливаясь на границе зерен, дислокации создают большие внутренние напряжения, которые приводят в движение дислокации в соседних зернах. Таким образом, через границу зерен перемещение дислокаций передается эстафетным путем;

г) влияния примесей, мелкодисперсных фаз и атомов легирующих элементов.

Упрочнение металлов и сплавов при пластической деформации приводит к исчерпанию пластичности металла и ограничивает возможности получения сложных деталей за один технологический переход. С другой стороны, с помощью наклепа можно повысить конструкционную прочность практически всех существующих металлов и сплавов.

Общее остаточное формоизменение поликристаллического металла включает в себя пластическую деформацию зерен, изменение их формы и размеров и их относительное смещение. В соответствии с этим различают внутрикристаллитную и межкристаллитную деформации поликристалла.

Внутрикристаллитная деформация отдельных зерен поликристалла осуществляется скольжением (иногда двойникованием), как и в случае монокристалла. Разная кристаллографическая ориентировка плоскостей скольжения отдельных зерен в пространстве приводит к тому, что при нагружении поликристаллического тела внешними силами скольжение дислокаций начинается только в благоприятно ориентированных по отношению к внешним силам зернах. Остальные зерна деформируются упруго.

Межкристаллитная деформация заключается в относительном смещении зерен относительно друг друга. При этом на соотношение между внутрикристаллитной и межкристаллитной деформациями поликристалла оказывает влияние различие свойств металла внутри зерен и по их границам, которое становится значительным при достаточно высоких температурах. Если деформация поликристаллического металла осуществляется в холодном состоянии, то все особенности такой пластической деформации можно объяснить только различной кристаллографической ориентацией зерен в пространстве относительно внешних деформирующих сил.

Кратко рассмотрим эти особенности.

1. Нарушается линейная зависимость между напряжениями и деформациями при нагружении выше предела пропорциональности, так как упругая составляющая деформации в зернах с благоприятной ориентировкой плоскостей скольжения относительно деформирующих сил и напряжений (в «слабых» зернах) меньше, чем в остальных («сильных»). «Слабые» зерна раньше начинают пластически деформироваться. «Сильные» зерна в это время продолжают деформироваться упруго. Это является причиной отклонения от закона Гука, появления внутренних напряжений (второго рода) при прекращении деформации при малых ее степенях, особого поведения деформированного металла при последующем нагреве (см. «Критическая степень деформации»).

2. Имеет место упругое последействие, суть которого состоит в том, что образец под постоянной нагрузкой, не превышающей предела текучести, с течением времени дополнительно деформируется и после снятия нагрузки получает некоторую остаточную деформацию, которая со временем уменьшается либо совсем исчезает. Под нагрузкой в благоприятно ориентированных зернах имеет место некоторая пластическая деформация, что и является причиной появления некоторой остаточной деформации на всем образце в целом. После снятия внешней нагрузки зерна с большой степенью упругой деформации, стремясь вернуться в исходное, недеформированное состояние, вызывают в пластически деформированных зернах деформацию обратного знака, обусловливающую уменьшение или полное исчезновение остаточной деформации в образце.

3. Происходит релаксация напряжений, т.е. уменьшение с течением времени уровня напряжений, соответствующих заданной величине упругой деформации. Причина все та же  в отдельных благоприятно ориентированных зернах имеет место незначительная по величине пластическая деформация, не влияющая на величину упругой деформации всего образца, но заметно уменьшающая общий уровень напряжений.

4. Наблюдается упругий гистерезис, когда линия нагружения на графике изменения усилия по деформации не совпадает с линией разгрузки, образуя петлю гистерезиса, площадь которой характеризует количество тепла, выделившегося при деформации образца. При нагрузке образца в благоприятно ориентированных зернах возникает некоторая пластическая деформация, которая проходит в обратном направлении после снятия нагрузки под воздействием упругодеформированных зерен, восстанавливающих свои исходные размеры и форму. Энергия, затраченная на пластическую деформацию при прямом и обратном нагружениях, эквивалентна теплоте, рассеянной в окружающее пространство. Именно эта энергия и характеризуется площадью петли гистерезиса, которая отсутствует при наличии только упругой деформации.

5. Наблюдается эффект Баушингера, который заключается в том, что в образце, деформированном за предел текучести, уменьшается сопротивление деформированию при последующей деформации обратного знака. Объясняется это явление следующим образом. Чтобы имела место даже незначительная пластическая деформация, необходимо осуществить упругую предварительную деформацию. После снятия нагрузки при прямом нагружении под воздействием упругодеформированных (до предельной величины) зерен, которые стремятся принять свои исходные размеры и форму, в соседних с ними зернах происходит упругая деформация обратного знака. И поэтому при приложении внешней нагрузки того же знака пластическая деформация в них начнется при меньшем уровне напряжений, в итоге снижается сопротивление деформированию. Таким образом, в предварительно растянутом образце деформация сжатия начнется при более низких напряжениях, чем при первоначальном растяжении.

Пластическая деформация и упрочнение металла

Пластическая деформация вызывает в металле структурные изменения, которые условно можно разделить на три группы: 1) изменение формы и размеров зерен; 2) изменение кристаллографической и пространственной ориентировки зерен; 3) изменение внутреннего строения каждого зерна. В результате пластической деформации в деформированном металле резко возрастает плотность дислокаций и других дефектов кристаллической решетки, в результате чего увеличивается потенциальная энергия металла.

С термодинамической точки зрения система «деформированный металл» находится в термодинамически нестабильном состоянии, поскольку имеет повышенный уровень энергии. По второму закону термодинамики такая система будет стремиться уменьшить свою энергию и вернуться к состоянию устойчивого равновесия.

Если в процессе пластической деформации отсутствуют благоприятные условия для процессов диффузии, стремящихся перевести деформированный металл в равновесное состояние с минимальным уровнем потенциальной энергии, то наблюдается холодная пластическая деформация, которая сопровождается наклепом металла.

Наклеп, или нагартовка  это совокупность структурных изменений, приводящих к изменению механических, физических и химических свойств пластически деформированного металла. В обработке металлов давлением укоренилось определение «наклепа» как повышение прочности и твердости деформированного металла при одновременном снижении пластичности. Это упрочнение является следствием тех структурных изменений, которые возникают в металле при его пластической деформации.

При разгрузке поликристалла после пластического формоизменения наблюдаются сложные явления. Наиболее существенным из них является возникновение остаточных напряжений, которые подразделяются (условно) на три рода.

Напряжения первого рода  остаточные напряжения, которые образуются силами, уравновешивающимися между отдельными частями твердого тела.

Напряжения второго рода образуются силами, уравновешивающимися между отдельными зернами поликристалла.

Упругая составляющая деформации в зернах с благоприятной ориентировкой плоскостей скольжения («слабых») меньше, чем в остальных («сильных»). При разгрузке упругое изменение размеров «сильных» зерен должно быть больше, чем «слабых», но изменения размеров тех и других зерен одинаковы вследствие полного восстановления размеров «сильных» и деформирования другого знака «слабых» зерен, что и обуславливает возникновение напряжений второго рода.

Напряжения третьего рода образуются между отдельными группами атомов (например между дислокациями).

Явление наклепа проявляется также в изменении физико-химических свойств деформированных металлов и сплавов. Например, при холодной пластической деформации ухудшаются теплопроводность и электропроводность, изменяются магнитные свойства ферромагнитных металлов и сплавов.

При холодной пластической деформации повышается химическая активность металла и снижается его коррозионная стойкость. Модуль упругости при наклепе металла изменяется незначительно, и обычно этим изменением пренебрегают. Холодная пластическая деформация обуславливает анизотропию механических свойств за счет образования волокнистой структуры (ориентация межзеренного вещества вдоль направления действия деформирующей силы) и текстуры деформации (преимущественная кристаллографическая ориентация зерен вдоль направления действия деформирующей силы) (рис. 4.4).

Рис. 4.4. Сталь марки 08. Волокнистое строение (текстура), х150

Таким образом, после холодной пластической деформации деформированный металл находится в термодинамически нестабильном состоянии и поэтому самопроизвольно стремится перейти в равновесное состояние.

Влияние нагрева на свойства деформированных металлов и сплавов

При нагреве пластически деформированные металлы постепенно восстанавливают свою структуру и свойства и переходят в устойчивое состояние. Этот переход можно разбить на две стадии: возврат и рекристаллизацию.

Возврат наблюдается при относительно невысоких температурах нагрева (0,2Тпл, К ) и разделяется, в свою очередь, на две фазы: отдых и полигонизацию.

Отдых сопровождается диффузионным перемещением и аннигиляцией (взаимным уничтожением) точечных дефектов. При этом снимаются упругие искажения решетки и частично восстанавливаются физические свойства металла.

Полигонизация происходит при более высокой температуре и сопровождается изменениями в блочной структуре зерен за счет перераспределения и аннигиляции линейных дефектов – дислокаций. Это приводит к дальнейшему снятию упругих искажений решетки и более полному восстановлению физических свойств. Прочностные свойства при возврате не изменяются, а пластичность частично восстанавливается.

Рекристаллизация протекает вслед за возвратом при более высокой температуре, называемой температурой рекристаллизации. Эту температуру для технически чистых металлов можно приближенно определить по формуле А.А. Бочвара

Трекр = 0,4Тпл (К),

где Трекр – абсолютная минимальная температура рекристаллизации, К; Тпл – абсолютная температура плавления данного металла, К.

При увеличении количества примесей или при наличии в спла­ве легирующих элементов температура рекристаллизация возрастает.

Явление рекристаллизации заключается в том, что, начиная с определенных температур, благодаря интенсивному обмену атомов местами происходит зарождение и рост новых геометрически равноосных и энергетически равновесных зерен. Этот процесс протекает во времени и с тем большей скоростью, чем выше температура.

Рекристаллизация проходит в две стадии. На первой стадии (рекристаллизация обработки) происходит замена деформированной структуры на равноосную мелкозернистую недеформированную структуру. Размер зерна после правильно проведенной рекристаллизации обработки определяется количеством новых центров рекристаллизации, которое зависит от степени предварительной пластической деформации и повышается с увеличением последней.

Зарождение зерен с более совершенной структурой и рост их до взаимного соприкосновения при температуре выше температуры рекристаллизации называется первичной рекристаллизацией, или рекристаллизацией обработки.

После рекристаллизации обработки наблюдается восстановление механических и пластических свойств металлов, причем механические свойства зависят от величины зерна. Таким образом, после первичной рекристаллизации полностью снимается наклеп и восстанавливаются исходные механические и физические свойства металлов и сплавов.

После завершения первичной рекристаллизации возможна вторая стадия процесса, которая называется собирательной рекристаллизацией.

Собирательная рекристаллизация – это рост одних зерен за счет других. Этот процесс наступает после рекристаллизации обработки при повышении температуры или увеличении времени выдержки в печи.

Термодинамическим стимулом роста зерен является уменьшение потенциальной энергии системы «деформированный металл», поскольку межзеренная поверхность раздела у металлов с крупнозернистой структурой меньше по сравнению с мелкозернистой, а следовательно, меньше и поверхностная энергия, являющаяся частью общей потенциальной энергии системы.

Собирательная рекристаллизация – процесс, как правило, нежелательный, так как металлы и сплавы с крупным зерном хуже работают при ударных и знакопеременных нагрузках, поэтому его следует избегать, заканчивая рекристаллизационный отжиг на этапе первичной рекристаллизации.

В деформированных металлах может наблюдаться еще вторичная рекристаллизация – это избирательный рост одних зерен за счет других в результате неодинаковой степени стабилизации их границ или в результате малых степеней деформации. Радикальный способ предупреждения вторичной рекристаллизации – это равномерное распределение примесей и других фаз по границам зерен, что лучше всего достигается металлургическим путем.

При малых степенях деформации «слабые» зерна деформируются пластически, а «сильные»  упруго. После завершения деформации в процессе последующей рекристаллизации упругая деформация в «сильных» зернах снимается и они практически становятся равновесными. Эти зерна при рекристаллизации сразу же начинают расти, присоединяя к себе бывшие «слабые» деформированные зерна. Так образуются очень крупные зерна при рекристаллизации. Этот процесс не исключает возможности образования новых центров рекристаллизации, как при первичной рекристаллизации, и вокруг этих центров образуется мелкое зерно.

Таким образом, при вторичной рекристаллизации образуется очень крупное и неравномерное по величине зерно.

Установлено, что величина зерна рекристаллизованного металла зависит от температуры нагрева и степени предшествующей пластической деформации (рис. 4.5). Степень деформации, после которой в результате последующего рекристаллизационного отжига образуется очень крупное и неравномерное по величине зерно, называется критической степенью деформации кр.

Рис. 4.5. Влияние степени деформации , %, на средний диаметр зерна dср после рекристаллизации.

Вторичная рекристаллизация наблюдается в различных металлах и сплавах после вполне определенных степеней деформации (для железа  5…6%; для малолегированной стали  7...15%; для меди  около 5%; для алюминия  2...3%). При кр количество центров рекристаллизации увеличивается, а величина зерна после рекристаллизации уменьшается.

Холодная и горячая обработка металлов давлением (деформация)

Описанный выше механизм формоизменения металлических монокристаллов и поликристаллов возможен только при определенных температурных условиях, при которых температура деформирования обычно ниже 0,3Тпл (К) (абсолютная температура плавления). При температурах деформирования выше 0,3Тпл (К) механизм пластической деформации усложняется такими явлениями, как возврат, рекристаллизация, изменение термической пластичности. На процессы деформирования большое влияние оказывает скорость деформирования, так как от нее зависят пластичность металлов и сплавов и степень протекания процессов возврата и рекристаллизации в процессе самой деформации и после нее.

Степень разупрочнения зависит исключительно от температурно-скоростных условий деформации. Действительно, степень разупрочнения, обусловленная возвратом и рекристаллизацией, для заданного сплава тем больше, чем выше температура деформации, чем меньше скорость деформации, чем больше тепловой эффект и, наконец, чем больше скорость разупрочняющих процессов. Чем больше время протекания этих процессов, т.е. чем меньше скорость деформирования, тем выше эффект разупрочнения.

1. Холодная обработка давлением осуществляется при температуре деформирования не только ниже температуры рекристаллизации, но и ниже температуры возврата, т.е. деф  возв .

В процессе деформирования отсутствуют возврат и рекристаллизация, поэтому эффект упрочнения при этом виде деформирования достаточно высок.

Таким образом, при холодной пластической деформации:

 образуется наклеп, материал существенно упрочняется, изменяются его физико-химические свойства, структура текстурирована;

 степень деформации ограничена, при ее превышении материал разрушается;

 требуются большие нагрузки (напряжения) и