» » Механизмы упрочнения сплавов
14.01.2016

Дислокационный характер пластической деформации определяет два основных механизма упрочнения сплавов.
Твердорастворный механизм. В рамках теории упругости торможение дислокаций определяется их взаимодействием с полями упругих искажений от примесных атомов как центров дилатации с параметром несоответствия ε.
Величину параметра ε определяют как относительную разность радиуса атома легирующего элемента замещения, образующего твердый раствор, и радиуса атома матрицы.
Размерное несоответствие атомов растворенного (легирующего) элемента и матрицы приводит к линейному изменению параметра решетки твердого раствора, поэтому для определения параметра несоответствия ε используется выражение
Механизмы упрочнения сплавов

где αр и αм — параметры решетки соответственно растворенного элемента и матрицы.
С ростом концентрации атомов примеси в твердом растворе, растворимости легирующего элемента и параметра ε повышается энергия взаимодействия дислокации с примесными атомами и, соответственно, усиливается эффект твердо растворного упрочнения. Легирование при условии образования твердого раствора может приводить к упрочнению вследствие повышения прочности межатомных связей, возрастания модуля упругости.
Элементы внедрения, как правило, характеризуются параметром несоответствия δ существенно более высоким, чем элементы замещения. Величину δ можно оценить относительной разностью размеров атома внедрения и октаэдрической γо.п или тетраэдрической γт.л поры в кристаллической решетке. Геометрия октаэдрической поры в ОЦК-решетке несимметрична и характеризуется минимальным размером r' = 0,154г (где r — радиус атома в решетке по модели твердых шаров), определяемым расстоянием до двух ближайших атомов в направлении (001) и максимальным размером r'' = 0,631r в плоскости (001) в направлениях [110] до четырех ближайших атомов (из шести окружающих октаэдрическую пору), Атом внедрения, например атом углерода rC = 0,077 нм, находящийся в октаэдрической пустоте в ОЦК-решетке α-Fе (феррит) с размерами r = 0,020 нм и r" = 0,082 нм, создает поле деформаций, отличное от симметричной деформации центра дилатации, и, следовательно, интенсивно взаимодействует с полем напряжений не только краевой, но и винтовой дислокации, т.е. оказывает существенно больший упрочняющий эффект, чем легирующий элемент замещения. В ГЦК-решетке октаэдрическая пора симметрична r' = 0,41 г, и атом внедрения создает симметричное поле деформаций, соответствующее центру дилатации.
Таким образом, элементы внедрения характеризуются, во-первых, как правило, более высокой энергией связи с дислокацией, чем элементы замещения, и обеспечивают высокий твердорастворный упрочняющий эффект, а во-вторых — низкой равновесной растворимостью.
Взаимодействие дислокаций с атомами легирующего элемента, образующего твердый раствор, оказывает существенное влияние на движение дислокаций и образование сегрегаций. С одной стороны, торможение дислокаций обусловлено образованием сегрегаций атомов — примесных атмосфер Коттрелла, Сузуки. С другой стороны, образование атмосфер примесных атомов может являться стадией, предшествующей выделению избыточной фазы, или, наоборот, приводить к ее растворению в зависимости от плотности дислокаций и диффузионной подвижности атомов,
Атмосферы Коттрелла формируются в результате предпочтительной диффузии к дислокациям атомов внедрения, которые имеют малые радиусы (атомы углерода, азота). Взаимодействие между дислокациями и атомами внедрения приводит к затруднению скольжения дислокаций и повышению прочности металла.
Атмосферы Сузуки также являются элементом дислокационной структуры. Они образуются в результате взаимодействия атомов легирующего элемента с дефектом упаковки кристаллической решетки. Эти сегрегации оказывают влияние на процесс перемещения дислокаций во время пластической деформации металла.
Наличие дефектов упаковки приводит к повышению свободной энергии кристалла. Избыток энергии, отнесенный к единице площади, представляет энергию дефекта упаковки.
Образование атмосфер примесных атомов может предшествовать выделению избыточной (второй) фазы или, наоборот, приводить к ее растворению. Например, формирование устойчивой дисперсной ячеистой дислокационной структуры обеспечивает существенное возрастание растворимости углерода в металлах с ОЦК-структурой (в α-Fe до 0,2 % и в молибдене до 0,02 % при значениях равновесной растворимости на один-два порядка более низких).
Дисперсионный механизм упрочнения. Образование дисперсных выделений избыточной фазы при распаде пересыщенного твердого раствора обусловливает основной механизм упрочнения дисперсионно-упрочняемых или дисперсионно-твердеющих сплавов.
Механизмы упрочнения сплавов

Торможение движения (скольжения) дислокаций при пластической деформации (рис. 1.4) может осуществляться при этом либо в результате перерезания выделений с образованием дислокаций несоответствии и новых поверхностей раздела, либо в результате огибания выделений, либо в результате упругого взаимодействия дислокаций с полем напряжений от выделений а зависимости от дисперсности и плотности выделений (количества избыточной фазы), их структуры и прочности, типа поверхности сопряжения выделения и матрицы (когерентный, некогерентный, рис. 1.5).
Механизмы упрочнения сплавов

В случае, когда расстояния d между частицами велики и частицы способны выдержать напряжение сдвига τ, действующее на них, дислокация прогибается между частицами и происходит перегруппировка, когда дислокационные петли концентрируются вокруг частиц. Напряжение течения τ будет определяться расстоянием между частицами d по формуле
Механизмы упрочнения сплавов

где G — модуль сдвига; b — модуль вектора Бюргерса; α — коэффициент пропорциональности.
Если расстояние между частицами мало (≤ 100 нм), то при напряжении, равном пределу текучести, дислокации перерезают частицы, так как напряжения, необходимые для изгиба дислокации до радиуса кривизны, сравнимого с расстоянием между частицами, существенно более высокие. Расчет напряжения течения в этом случае связан с рассмотрением работы, затрачиваемой на создание дополнительной поверхности раздела частица—матрица создание дислокации несоответствия на поверхности раздела частица— матрица; создание порога на дислокации; создание неупорядоченной поверхности раздела в частице γр. Таким образом, напряжение течения можно представить выражением
Механизмы упрочнения сплавов

где n — количество частиц на единицу площади в плоскости скольжения; ri — средний радиус частиц в плоскости скольжения.
Учитывая, что n = 3f/2пr2, а ri = √2/3r, где f и r — соответственно объемная доля и радиус частиц (предполагается, что он одинаков для всех частиц), получаем
Механизмы упрочнения сплавов

Верхний предел напряжения течения при условии, что γр ≥ γз, можно оценить как
Механизмы упрочнения сплавов

где i — средний размер частиц; d — расстояние между частицами.
Переход от перерезания частицы к прохождению дислокации между частицами определяется уравнением
Механизмы упрочнения сплавов

Таким образом, при размерах частиц меньше i = β Gb2/γp, где β — константа, будет происходить перерезание, а при размерах больше i — прогибание дислокации между частицами, т.е. чем выше затраты энергии на формирование неупорядоченной поверхности раздела на перерезание частицы и, соответственно, чем прочнее частица, тем при меньших ее размерах будет иметь место переход от перерезания частиц к их огибанию скользящей дислокацией.
Упрочнение при дисперсионном твердении существенным образом зависит от полей напряжений, создаваемых выделениями. Эти напряжения могут быть обусловлены различными факторами: выделением и ростом частиц избыточной фазы, термическим или внешним механическим воздействием.
Наличие полей упругих деформаций от выделений избыточных фаз характерно для когерентных (или полукогерентных) поверхностей раздела. В случае образования и роста выделений фаз внедрения с некогерентной поверхностью раздела высокий уровень локальных напряжений определяется значительным объемным несоответствием. В частном случае сферического или эллипсоидного некогерентного выделения фазы внедрения, имеющей параметр объемного несоответствия δ = √Vк/Vм - 1 определяемый разностью объема на один металлический атом в структуре фазы внедрения и в матрице, уровень локальных напряжений определяется выражением
Механизмы упрочнения сплавов

где Gм, Кр — модули сдвига матрицы и объемного сжатия выделения соответственно; f — объемная доля выделений.
Напряжения от выделений избыточных фаз тем выше, чем больше параметр несоответствия, больше модуль упругости матрицы. Напряжение течения в этом случае будет определяться необходимостью преодоления поля напряжений от выделений избыточных фаз.
Таким образом, эффект упрочнения при дисперсионном механизме упрочнения возрастаете увеличением количества избыточной фазы f, уменьшением расстояния между частицами d, т.е. с повышением степени легирования сплава и дисперсности частиц второй фазы.
Структура высокопрочных дисперсионно-упрочненных сплавов. Дисперсность и однородность распределения выделений, характер сопряжении с матрицей в значительной степени связаны с механизмом распада пересыщенного раствора.
При гомогенном распаде выделение второй фазы происходит однородно по объему металла, тогда как при гетерогенном распаде оно может быть равномерным и локализованным.
Жаропрочные никелевые сплавы характеризуются модулированной структурой когерентных выделений γ-фазы (рис. 16). Высокопрочные состояния дисперсионно-упрочняемых сплавов отличаются наличием сегрегационных зон и дисперсных когерентных упрочняющих фаз (рис. 1.7).
Механизмы упрочнения сплавов

Непрерывный распад с уменьшением по всему объему сплава концентрации легирующего элемента может протекать по механизму зарождения и роста выделений либо по спинодальному механизму. Отличительные особенности этих типов распада твердого раствора наглядно иллюстрируются кривыми концентрационных зависимостей свободной энергии раствора (рис. 1.8).
Механизмы упрочнения сплавов

Механизм зарождения и роста выделений в сплаве состава С0 характеризуется наличием термодинамического барьера образования выделений новой фазы даже без учета вклада поверхностной энергии и энергии упругих искажений (рис. 1.8). В этом случае на ранних стадиях распада метастабильного твердого раствора в результате флуктуации образуются две фазы с составами Cf и С8, близкими к С0, что приводит к возрастанию свободной энергии сплава от исходного значения G1 до значения G3. Это является следствием того, что для концентрационной зависимости свободной энергии выполняется условие ∂2G/∂c2≥0. При увеличении разницы по составу образующихся в результате распада фаз, например для составов Сm—Сm, свободная энергия понижается.
При спинодальном распаде для концентрационной зависимости свободной энергии выполняется условие ∂2G/∂c2≤0. В этом случае изотермический распад термодинамически неустойчивого твердого раствора с образованием областей с составами Ср и Сq, близкими С0, сопровождается снижением свободной энергии от значения G1 до значения G3. Увеличение концентрационного расслоения приводит к непрерывному понижению свободной энергии, пока не установится равновесная концентрация — Сa и Сb.
Образование выделений по этим механизмам происходит в условиях различного знака градиента концентрации легирующего элемента. В случае слинодального распада диффузия легирующего элемента при образовании и росте частицы происходит в сторону возрастания градиента концентрации, тогда как распад по механизму зарождения и роста выделений происходит в результате нормальной диффузии в сторону снижения концентрации (рис. 1.9).
Механизмы упрочнения сплавов

Спинодальный распад имеет место в случаях, когда кристаллическая решетка выделяющейся фазы такая же, как и у исходного твердого раствора.
Распад по рассмотренным выше механизмам называют непрерывным, поскольку он сопровождается постепенным снижением пересыщения твердого раствора по всему объему.
Прерывистый распад, например при нонвариантных фазовых превращениях в твердом состоянии (при эвтектоидном превращении), протекает локализованно в результате продвижения фронта (границы) кооперативного роста двух фаз аналогично росту перлитной колонии (рис. 1.10), что приводит к формированию более грубой структуры. Таким образом, протекание прерывистого распада, как правило, не обеспечивает эффекта дисперсионного упрочнения, а образование некогерентных пластинчатых выделений охрупчивает сплав.
Механизмы упрочнения сплавов