Факторы , определяющие прочность металлов.

 Способность материалов сопротивлять­ся пластической деформации и разрушению под действием внеш­ней нагрузки называют прочностью.

Повышение прочности сплавов позволяет не только повысить рабочий ресурс деталей и конструкций, но также уменьшить их сечение и расход металла. Однако только высокая прочность без необходимого комплекса таких механических свойств, как вяз­кость, пластичность и трещиностойкость, не обеспечивает надежности конструкций. В ряде случаев высокопрочное состояние ме­талла при низкой пластичности может оказывать отрицательное действие из-за повышенной хрупкости.

Конструкционные материалы должны наряду с высокой прочностью и пластичностью хо­рошо сопротивляться ударным нагрузкам, обладая запасом вяз­кости; при знакопеременных нагрузках обладать высоким сопротивлением усталости, а при трении - сопротивлением износу. Во многих случаях необхо­димо сопротивление коррозии. Учитывая, что в деталях всегда имеются дефекты, являющиеся концентраторами напряжений, конструкционные материалы должны обладать высоким сопро­тивлением хрупкому разрушению и распространению трещин. Поэтому надежность материала в конструкции принято характе­ризовать конструкционной прочностью, под которой понимают не отдельно взятые прочностные характеристики, а комплекс меха­нических свойств, в том числе параметры вязкости разрушения, определяющие  эксплуатационные возможно­сти изделия.

Помимо высокой конструкционной прочности, конструкционные материалы должны иметь высокие технологи­ческие свойства: хорошие литейные свойства, обрабатываемость давлением, резанием, хорошую свариваемость, быть дешевы и не дефицитны. Из всех конструкционных материалов, применяемых в на­стоящее время и прогнозируемых в будущем, этим, часто проти­воречивым, требованиям в наибольшей степени отвечают стали. Только сталь позволяет получать сочетание высоких значений различных механических характеристик и хорошую технологич­ность при сравнительно невысокой стоимости. Поэтому сталь и в настоящем и в обозримом будущем останется основным и наибо­лее распространенным конструкционным материалом.

Для большинства конструкционных сталей важнейшими (но не единственными) параметрами конструкционной прочно­сти являются предел текучести _т, порог хладноломкости или температура вязко-хрупкого перехода Т_хр, уровень ударной вяз­кости KCU, KCV, КСТ и коэффициент интенсивности напряже­ний К_1с.

Механизмы упрочнения. Высокопрочное состояние в ста­лях можно получить увеличением содержания углерода, но при этом снижаются пластичность и вязкость, ухудшается сва­риваемость.

Известно, что углерод образует с железом твердые растворы внедрения и является эффективным упрочнителем. Однако его растворимость в феррите невелика, что приводит к снижению уп­рочняющего эффекта.

Образующиеся довольно крупные частицы цементитного типа в ферритной матрице более тверды и хрупки, чем матрица. По­этому при нагружении на поверхности раздела создается объемно-напряженное состояние, которое может приводить к образованию микротрещин.

Повышение со­противления деформации и высокопрочное со­стояние могут быть достигнуты созданием цепи препятствий движению дислокаций.

К основным механизмам упрочнения сталей относятся: из­мельчение зерна, образование твердых растворов, выделение час­тиц второй фазы, превращения при термообработке и увеличение плотности дислокации. Экспериментальные исследования пока­зали, что для большинства сталей действует принцип линейной аддитивности отдельных механизмов упрочнения, т. е. вклады отдельных механизмов в общее упрочнение суммируются:

_т =  + _{т р}. + _д + _д. _у. + ₃,

где   - сопротивление кристаллической решетки движению дислокации; _{т р} - твердорастворное упрочнение; _д - дислокационное упрочне­ние; _{д у}_ - упрочнение дисперсными частицами второй фазы, образо­вавшимися при распаде пересыщенного твердого раствора, или дисперси­онное упрочнение; ₃ - упрочнение границами зерен и субзерен, или зернограничное упрочнение. Напряжение трения решетки, определяется свойствами решетки и сопоставимо с напря­жением, которое должно быть преодолено дислокациями при дви­жении их в очень крупных зернах, или с пределом текучести монокристаллов чистых ме­таллов. Напряжение трения возрастает с понижением температуры и увеличе­нием скорости деформации При температуре выше комнатной напряжение трения сохраняет значения, не зависящие от температуры. Экспериментально найденные значения   при комнатной тем­пературе для -железа особо высокой чистоты [< 10^-7 % (С + N)] составляют 18-21 МПа. Примеси внедрения и дефекты кристалли­ческого строения оказывают существенное влияние на ₀. Учиты­вая присутствие примесей внедрения в количестве [С + N] = ~10² % и дефектов строения,   технически чистого железа составляет около 30 МПа, а для сплавов на основе никеля и легированных аустенитных сталей 60-70 МПа.

Твердорастворное упрочнение. Твердорастворное упрочнение  связано с различием атомных диаметров растворителя и легирующих элементов. Атомы легирующих элементов, располагаясь вблизи дислокаций способствуют их закреплению или оказывают сопротивление их перемещению. Атомы растворенного компонента образуют более прочную металлическую связь с атомами компонента растворителя, чем в решетках обоих чистых компонентов. Из-за этого сопротивление пластической деформации твердого раствора должно изменяться по некоторому криволинейному закону. Характер хода кривой с максимумом станет понятным, если учесть, что состав соответствующий максимуму является критическим поскольку роли компонентов как растворителей и растворимых меняются на противоположные. Твердорастворное упрочнение особенно эффективно при введение элементов внедрения, что объясняется искажением кристаллической решетки и сильным взаимодействием атомов этих элементов с дислокациями, но оно оказывает отрицательное влияние на пластичность и вязкость сталей..

Упрочнение металлов при пластической деформации (дислокационное упрочнение) обусловлено образованием новых дислокаций и увеличением их плотности, что приводит к их взаимной блокировке, препятствующей их перемещению. Упрочнение связано с плотностью дислокаций выражением:

 _д = К ,

 где ρ – плотность дислокаций, К – постоянная,включающая в себя модуль сдвига, вектор Бюргерса и зависящая от характера распределения и взаимодействия дислокаций. Величина К для сталей с ферритной основой в 1,5-2 раза меньше, чем для аустенитных сталей.

Упрочнение дисперсными выделениями. Этот вид упрочнения имеет наибольшее значение для сплавов, у которых в процессе проведения термической обработки происходит выделение дисперсных частиц некогерентных с матрицей (частиц потерявших сопряжение решеток матрица – выделение).

Зернограничное упрочнение. Движущиеся дислокации не могут пройти через границы зерен и передача деформации происходит путем возбуждения дислокационных источников, расположенных в соседнем зерне. Уменьшение размеров зерен способствует росту предела текучести, что может быть описано уравнением Холла- Петча:

_т =  + k d , где

- сопротивление кристаллической решетки движению дислокации;

k – коэффициент, определяющий сопротивление границ зерен данного металла движению дислокаций; d – средний размер зерен. Кроме того измельчение блоков и фрагментов из которых состоит зерно дает дополнительный вклад в упрочнение материала. Коэффициент k имеет примерно вдвое меньшую величину для аустенитных сталей, чем для ферритно–перлитных. Благодаря фазовой перекристаллизации стали с ферритной основой имеют значительно меньший размер зерна (10- 30мкм), чем в аустенитные стали (70-100 мкм).

 

5.4. Диаграммы состояния двойных сплавов и характер изменения свойств в                        зависимости от состава сплавов

Диаграммы состояния представляют собой графическое изображение состояния сплава в координатах состав сплава — температура, на котором отражены фазы, образующиеся в результате взаимодействия компонентов сплава друг с другом в условиях термодинамического равновесия при различных температурах. Этими фазами являются вещества, имеющие в зависимости от температуры и со­става определенное агрегатное состояние, специфический характер строения и определенные свойства.

Жидкая фаза представляет собой раствор расплавленных компонентов.

Твердые фазы являются зернами, имеющими определенную форму, размер, состав, строение и свойства или образовывать сетку по границам зерен. Твердые фазы можно на­блюдать в микроскоп. Это могут быть твердые растворы, химические соеди­нения, а также зерна чистых компонентов, не образующих с другими компо­нентами ни твердых растворов, ни химических соединений.

Диаграмма состояния разделена линиями на области. Отдельные облас­ти могут состоять только из одной фазы или из двух, имеющих разные составы, строение и свойства. По диаграмме состояния можно составить представление о специфике свойств сплавов данной систе­мы компонентов и характере их изменения в зависимости от состава, а также о возможности термической обработки сплавов и температуре нагрева для ее проведения.

Ниже рассматриваются четыре основных типа (рода) диаграмм состояния.

Диаграмма состояния I рода (рис. 5.3). Такая диа­грамма характерна для сплавов, компоненты которых образуют смеси своих практически чистых кристаллов при ничтожной взаимной растворимости. На оси абсцисс отложена процентная доля компонента В в сплаве.

Фазовое строение сплавов на диаграмме зависит от температуры. При термодинамическом воздействии компонентов друг на друга снижается темпера­тура их перехода в жидкое состояние, достигая некоторого минимума при опре­деленном для каждой пары компонентов составе (рис. 5.3, точка С). Состав спла­ва можно определить, спроецировав точку С на ось абсцисс (точка В). Сплав двух или более компонентов, образующих механическую смесь, имеющий определенный химический состав и кристаллизующийся при постоянной температуре (минимальной для сплавов данной системы), назы­вается эвтектическим или эвтектикой.

Эвтектика является равномерной смесью одновременно закристаллизо­вавшихся мелких зерен обоих компонентов. Температура, при которой одно­временно плавятся или кристаллизуются оба компонента, называется эвтек­тической температурой t _э. На диаграмме состояния температуры, выше которых сплавы находятся в жидком состоянии, лежат на линии АСВ, называемой линией ликвидуса  (рис. 5.3, а) (от лат. «ликвидус» — жидкий, текучий).

Переход сплавов с сконцентрацией компонентов, отличающейся от эвтектической, из жидкого состояния в твердое при кристаллизации происходит в интервале температур, лежащих между линией ликвидуса и эвтектической температурой, которой соответствует линия солидуса DCE (от лат. «солидус» — твердый). При этом из каждого сплава по мере снижения температуры в твердую фазу переходит вначале тот компонент, количество которого превышает эвтектическую концентрацию (см. рис. 5.3, б). Поэтому у сплавов левее точки B_э двухфазная область ACD содержит избыточный компонент А и жидкую фазу Ж, а в заэвтектической области ВСЕ находятся соответственно твердая В и жидкая Ж фазы. В обоих случаях фаза Ж являет­ся жидким раствором обоих компонентов.

По мере снижения температуры и приближения ее к t _Э состав неза­кристаллизовавшейся фазы приближается к эвтектическому В_э (рис. 5.4, точка С). При этом, чем меньше сплав отличается по составу от эвтекти­ческого, тем ниже его точка ликвидуса и тем больше в нем присутствует эвтектики.

Количественные изменения в сплавах данной системы компонентов (ка­сающиеся состава твердой и жидкой фаз и их долей в единице массы любого сплава) при кристаллизации подчиняются правилу отрезков.

При затвердевании сплава 1 (рис. 5.3) при про­извольно взятой температуре, соответствующей изотерме Its, состав жидкой фазы всех заэвтектических сплавов, включая и сплав I, будет одинаковым, равный значению B_t. Состав твердой фазы будет соответствовать 100% компонента В. Таким образом, при кристаллизации сплавов состав жидкой фазы изменяется по линии лик­видуса от исходного до эвтектического. Масса твердой фазы при данной температуре определяется величиной отрезка It, а жидкой — отрезка ts. Если массу всего сплава Q выразить через Is, то относительные доли твердой Q_в и жидкой Q_ж фаз можно представить в виде Q_B /Q = It/Is и Q_ж/Q =ts/ls. Поль­зуясь этими выражениями, можно вычислить и абсолютные массовые доли каждой из фаз при любой температуре.

В зависимости от состава все сплавы данной системы делятся на доэв-тектические и заэвтектические. Доэвтектические сплавы содержат компо­нента А свыше (100 - В_э)%; в них он является избыточным компонентом. В заэвтектических сплавах избыточным является компонент В; его ко­личество превышает В_э.

При температурах ниже линии солидуса фазовый состав всех сплавов рассматриваемой системы состоит из зерен обоих компонентов: А + В (мелкие зерна (А и В) составляю­т эвтектику, и крупные зерна избыточных фаз — компонентов А или В соот­ветственно в доэвтектических и заэвтектических сплавах [см. схемы структур на рис. 5.3, б, соответствующие кривым охлаждения сплавов 2,1 и С (Эвт.)].

Для более точной оценки прочностных и других свойств затвердевших сплавов целесообразно учитывать наличие эвтектики в их структурно-фазовом составе (рис. 5.3, б). Так, структура доэвтектических сплавов состо­ит из А + Эвт (А + В) (см. сплав 2), а структура заэвтектических — из В + Эвт (А + В) (см. сплав 1), т. е. имеются крупные и мелкие одноименные зерна.

Количество каждой структурной составляющей, от которого зависят свойства сплава, может быть вычислено по правилу отрезков применительно к эвтектической температуре.

При оценке прочностных и других свойств следует иметь в виду, что та часть сплава, которая представлена эвтектикой, имеет более высокую прочность, чем часть, представленная более крупными зернами избыточ­ной фазы. Характер зависимости прочности сплавов от их состава пред­ставлен на рис. 5.4, а. Здесь в верхней части изображена диаграмма со­стояний с указанием фазового состава, а под ней показан характер изме­нения прочности. Если бы размер зерен у всех структурных составляющих сплавов был одинаков, то прочность изменялась бы строго по линейному закону (см. рис. 5.4, линия АВ). Такое изменение свойств обусловлено законом аддитивности, согласно которому каждая из двух фаз вносит в суммарную прочность сплава часть своей прочности, соответствующую доле этой фазы в сплаве.

В связи с этим прочность любого сплава s может быть вычислена по формуле

s =hs_А + (1 - h)s_в, где  h— доля фазы А в структуре сплава; s_а и

s_в — прочности фаз А и В.

Поскольку эвтектическая часть сплава обладает более высокой прочно­стью, фактическое изменение этого свойства будет происходить по кривой АСВ (рис. 5.4, а).

Аналогично с учетом их характера и в зависимости от состава изменя­ются и другие свойства сплавов.

Диаграмма состояний П рода(рис. 5.5, а). При неог­раниченной растворимости компонентов друг в друге, получают диа­граммы П рода. На диаграмме можно различить три фазовые области.

1.Выше линии ликвидуса А С В находится область жидкой фазы Ж.

            2.Под ней до линии солидуса ADB расположена двухфазная область a+ Ж.
Фаза α представляет собой твердый раствор компонентов А и В. Зерна этой фазы имеют одну кристаллическую решетку. Однако у сплавов разного соста­ва число атомов компонентов А и В в элементарных ячейках решетки различно.

 3. Область, расположенная под линией солидуса, является однофазной (фаза a).

Структура каждого из твердых сплавов на рассматриваемой диаграмме состояния представляет собой совокупность  одинаковых зерен фазы a (рис. 5.5, б).

При рассмотрении кристаллизации сплава 1 (рис. 5.5), согласно правилу отрезков в двухфазной области составы жидкой и твердой фаз в зависимости от температуры изменяются соответственно по линиям ликвидуса и солидуса (рис. 5.5., а, изотермы 1, 2, 3 и 4. Составы жидкой фазы изменя­ются от точки l₁ до l₄, а составы твердой фазы   от B_a1 до В_а4 = В .

В случае равновесной кристаллизации, происходящей при достаточно малой скорости охлаждения сплава, к концу кристаллизации (изотерма 4} состав окончательно сформировавшейся фазы a  должен соответствовать исходному составу сплава В, (в данном случае сплава 1). Это обусловлено непрерывно происходящей диффузией между обеими фазами.

В случае ускоренного охлаждения сплава при кристаллизации диффузи­онные процессы не успевают завершиться. В связи с этим центральная часть каждого зерна оказывается обогащенной более тугоплавким компонентом (в данном случае В), а периферийная — легкоплавким компонентом (А). Это явление называется дендритной ликвацией, снижающей прочностные и дру­гие свойства сплавов. Ее предотвращение возможно за счет медленного ох­лаждения сплава, обеспечивающего его равновесную кристаллизацию.

В случае возникновения дендритной ликвации она может быть устране­на путем длительного диффузионного отжига сплава. Происходящие при этом диффузионные процессы выравнивают химический состав в зернах.

У сплавов — твердых растворов — прочность и другие свойства в зави­симости от состава изменяются по криволинейному закону (см. рис. 5.4, б). Характер изменения прочности сплавов в зависимости от со­става, определяется интенсив­ностью межатомного взаимодействия в кристаллической решетке сплава (силы Пайерлса—Набарро)(см. разд. 5.3).

Мотт и Набарро установили зависимость между пределом текучести спла­ва — твердого раствора s_т, его составом, модулем сдвига G и размерами ато­мов компонентов:

s_т = Ge²c,

где с - атомная концентрация растворенного компонента;

- параметр, зависящий от атомных радиусов компонентов (r и r₀ — радиусы атомов растворимого компонента и растворителя).

Диаграмма состояний Ш рода характерна для сплавов, образующихся при сплавении компонентов, имеющих ограниченную растворимость друг в друге.

    За пределами растворимости компонентов образуются механические смеси твердых растворов на основе каждого из них (рис. 5.6). На диаграмме состояний представлены: жидкая фаза Ж (выше линии ликвидуса ADB); две области (a + Ж) и (b+ Ж) (лежащие между ли­ниями ликвидуса и солидуса АСЕВ); две области ограниченных твердых рас­творов  a и b  (лежащие ниже отрезков линии солидуса, соответственно АС и BE) и двухфазная область (a +b)— область CEKF.

Фаза α является твердым раствором компонента В в А. Фаза b пред­ставляет собой твердый раствор компонента А в В. Взаимная растворимость компонентов друг в друге, как правило, зависит от температуры. Кривые CF и ЕК отражают характер изменения растворимости в зависимости от темпе­ратуры.

Составы фаз при любой температуре можно определить, опустив на ось концентраций перпендикуляры из соответствующих точек, лежащих на ли­ниях CF и ЕК. При t₁, и t₂ составы фаз a и b: a₁ a₂ и b₁ b₂.

Эвтектика, представляющая собой смесь мелкозернистых фаз (a и b) кристаллизуется температуре t_э т. е. на линии СЕ. Ниже этой линии находит­ся область двухфазных сплавов. В ней структура доэвтектических сплавов состоит из первичных зерен a-фазы, равномерно распределенных в эвтекти­ке Э (a + b), и зерен вторичной b_п-фазы, выделившейся из твердой фазы а при снижении температуры.

Заэвтектические сплавы соответственно состоят из первичной b-фазы, эвтектики и зерен вторичной фазы a_п. В доэвтектических сплавах в результате неизбежного при их охлаждении рас­пада имеющейся в них b-фазы (в эвтектике и b_п) также образуется и вторич­ная a-фаза (a_п). Однако на диаграмме состояний это не указывается, так как при выделении фаза a_п сливается с окружающими ее зернами первичной фазы a и как самостоятельная структурная составляющая не наблюдается. То же можно сказать о b_п в заэвтектических сплавах.

На рис. 5.4, в показан характер изменения прочности сплавов рассмат­риваемой системы в зависимости от состава. В од­нофазных областях твердых растворов a и b свойства изменяются по криво­линейному закону, а в двухфазной области (a + b) — по закону аддитивности с учетом влияния имеющейся в сплавах мелкозернистой эвтектики.

Подобным образом изменяются и другие свойства сплавов данной системы. Характер изменения свойств сплавов в зависимости от состава отражает уровень свойств равновесных сплавов.

Диаграмма состояний IV рода относится к случаю, когда сплавляемые компоненты при соотношении A В  образуют устойчивое химическое соедине­ние, не диссоциирующее при нагреве вплоть до температуры плавления. В связи с этим его правомерно рассматривать в качестве самостоятельного компонента, способного образовывать сплавы с каждым го исходных компонентов.

Соединение А_mВ_n при сплавлении с компонентами А и В в зависимости от их природы может образовывать с ними различные по характеру системы. Например (рис. 5.7), компонент А_mВ_n образует с компонентами А и В сплавы, относящиеся к диаграмме состояний I рода. В связи с этим фазовый состав любого сплава системы А—В в твердом состоянии должен представлять смесь химического соединения и одного из исходных компонентов.

Уровень свойств сплавов и характер их изменения в зависимости от со­става в этом случае должны изменяться по закону аддитивности (см. рис. 5.4, а) с учетом влияния эвтектики.

Характер изменения свойств сплавов в зависимости от состава предо­пределяется диаграммой состояния. Эти закономерности установлены академиком Н. С. Курнаковым, внесшим фундаментальный вклад в методику изучения свойств сплавов. Таким образом можно создавать сплавы различного назначе­ния, целенаправленно закладывая в них такие факторы, которые позволят на следующих этапах технологической обработки формировать в сплавах требуемые дислокационно-фазовые структуры и необходимые комплексы механических и других свойств.

В связи с этим особенно важны такие сведения, как наличие или отсутствие в сплавах переменной растворимости компонентов или аллотропических превращений при изменении температуры. Эти свойства и относятся к равновесному состоянию, однако дополнительной обработкой их можно целенаправленно изменять. Причем изменение касается только уровня свойств, а характер изменения, как правило, сохраняется.