Методические указания

К ЛАБОРАТОРНОЙ РАБОТЕ №7

«Микроструктура и свойства металлов и сплавов

после холодной пластической

деформации»

по дисциплине

Фазовые равновесия и структурообразование

Направление подготовки: 150100 Материаловедение и технологии материалов

Профили подготовки: Материаловедение и технология новых материалов.

Физическое материаловедение.

Квалификация выпускника: бакалавр

Форма обучения: очная

Тула 2012 г.

Методические указания к лабораторным работам составлены _______________________________________ и обсуждены на заседании кафедры ФММ факультета ЕН

протокол № 7 от «2» февраля 2012г.

Зав. кафедрой Г.В. Маркова

Методические указания к лабораторным работам пересмотрены и обсуждены на заседании кафедры ФММ факультета ЕН

протокол № ___ от «___» __________ 20___г.

Зав. кафедрой Г.В. Маркова

1. Цель работы:

1.1. Ознакомиться с теоретическими вопросами деформационного упрочнения и свойствами пластически деформированных материалов.

1.2. Изучить влияние холодной пластической деформации на структуру и прочность однофазных (вольфрама) и многофазных (углеродистой стали) материалов.

2. Краткие теоретические сведения

2.1. Деформационное упрочнение металлов при холодной пластической деформации

Под действием приложенной нагрузки материал деформируется, причем деформация может быть упругой - исчезающей после снятия нагрузки, и пластической- сохраняющейся после снятия нагрузки. Пластиче­скую дефор- мацию подразделяют на холодную и горячую: холодная деформация прово-дится при температурах ниже (0,5...0,6) Т_пл; а горячая - выше (0,5.. .0,6) Т_пл . В данной работе изучается холодная пластическая деформация.

Пластическая деформация осуществляется путем сдвига одной части кристалла относительно другой, вызываемым касательными напряжениями, когда их значение превышает критическое. Скольжение - основной вид сдвига в металлах и сплавах.

Теоретические расчеты показали, что для сдвига одной части кристалла относитель­но другой при деформации идеального (бездефектного) кристал­ла необходимы касательные напряжения в плоскости скольжения τ_кр ^теор ~10^-1G, где G- модуль сдвига. Однако, напряжения, при которых начинается пластическая деформация в реальных кристал­лах, на несколько по­рядков ниже: τ_кр^реал ~(10^-4 …10^-5)G. Эта разница объ­яснятся присутствием в реальных

кристаллах дислокаций, которые играют определяющую роль в процессе деформации. Основным механизмом сдвиговой пластической деформации яв­ляется скольжение дислокаций.

На рис.1 приведена схема дефор­мации, реализуемой за счет скольжения краевой дислокации. Сдвиг одной части кристалла относительно другой осуществляется поэтап­но (рис.1, а - г), при этом перемещение дислокации в плоско­сти скольжения сопровождается разрывом цепочки связей, перпен­дикулярной линии краевой дислокации, а затем образованием новых межатомных связей, но только уже с атомами соседней плоскости. Такой механизм деформации требует гораздо меньших напряжений, чем в случае деформации идеальных (бездислокационных) кристал­лов, где деформация идет за счет разрыва всех межатомных связей в плоскости скольжения.

Пластическая деформация кристаллов осуществляется путем последовательного перемещения дислокаций по определенным плоскостям и направлениям скольжения, т.е. является резко анизотропной, зависящей от типа решетки.

Плоскость и направление скольжения формируют систему скольжения дислокаций. Так, в ГЦК материалах - это {111}(110), в ОЦК - {110}(111) и

Рис. 1. Схема пластической деформации за счет скольжения краевой

дислокации в плоскости сдвига под действием касательного напряжения τ

др., в ГПУ - {0001} <1210>. В зависимости от ти­па кристаллической решетки в кристалле может действовать различ­ное количество систем скольжения, причем, чем выше симметрия решетки, тем их больше.

В каждый момент деформации действует преимущественно одна система, но на разных стадиях деформации могут действовать разные системы скольжения.

В какой системе скольжения начнется сдвиг в первую очередь при одноосном растяжении или сжатии? Рассмотрим монокристалл с площадью поперечного сечения А под действием силы растяжения F (рис.2).

В общем случае приложен­ная сила находится под произвольным углом к плоскости и направ­лению скольжения. Обозначим через λ угол между осью растяжения кристалла и направлением скольжения, а через φ угол между этой осью и нормалью к плоскости скольжения. Проекция растягивающей силы на направление скольжения составляет F·cosλ, а площадь плос­кости скольжения - А/соs φ. Отсюда, касательное напряжение, действующее в плоскости скольжения в направлении скольжения, равно:

τ = F×cos λ × соs φ /A = σ ×cos λ × соs φ, (1)

где σ - растягивающее напряжение, равное F/A.

Таким образом, касательное напряжение τ зависит от ориентации системы скольжения относительно приложенной силы, и характеристикой этой ориетации является фактор Шмида (cos λ × соs φ). Из формулы (1) видно, что, если плоскость скольжения перпендикулярна или параллельна приложенной силе, то τ = 0, а максимальное значение τ приобретает в случае, когда и плос­кость, и направление скольжения расположены под углом 45° к оси растяжения. Именно в системах, близких к такой ориентировке, в первую очередь τ достигнет критического значения τ_кр, необходимо­го для начала сдвиговой деформации, и в них в первую очередь нач­нется скольжение дислокаций. Как правило, -это наиболее плотноупакованные кристаллографи- ческие плоскости и направле­ния, поскольку именно в них касательное напря-

жение для начала скольжения (τ_кр) минимально. Такие плоскости называются

Рис.2. Схема сдвиговой деформации монокристалла

плоско­стями легчайшего сдвига или плоскостями легкого скольжения.

По мере увеличения растягивающего напряжения τ превысит значение τ_кр и в других системах скольже­ния, и они тоже будут вовлечены в процесс деформации.

Точно также при нагружении поликристаллического материала сдвиговая деформация сначала начнется в наиболее благоприятно ориентированных зернах, а по мере увеличения нагрузки в деформа­цию будут вовлечены и другие, менее благоприятно ориентирован­ные кристаллиты. При деформации поликристалла в каждом зерне может одновременно действо­вать до 3...5 систем скольжения. При этом число систем, действующих у границ зерен, больше, чем в теле зерна, так как на приграничную область помимо напряжений от внешней силы "давят" соседние зерна, деформирующиеся каждое по-своему.

Так как холодная пластическая деформация в металлах происхо­дит, в основном, за счет скольжения дислокаций, то все факторы, за­трудняющие это скольжение, приводят к увеличению прочностных характеристик металлов и, одновременно к снижению их пластично­сти.

Движению дислокаций мешают преодолимые при более высоких напряжениях препятствия: границы блоков, частицы второй фазы, концентрационные неоднородности, флуктуации в решетке, связанные с неравномерным распределением энергии или примесей, и непреодолимые препятствия: границы зерен, структурные несовершенства и возникающие вокруг них поля напряжений.

Уже в процессе движения дислокаций при деформировании их скольжение затрудняется из-за взаимодействия друг с другом и раз­множения, т.е. возникают дополнительные механизмы торможения, у которых они останавливаются и скапливаются. В любом поликристаллическом материале имеются источники дислокаций, которые начинают генерировать их при приложении нагрузки. Если в недеформированном (отожженном) поликристалле плотность дислокаций составляет 10⁷... 10⁸ см/см³, то при высоких степенях де­формации – 10¹¹...10¹² см/см³. Уве­личение плотности и неоднородности распределения дислокаций затрудняет их дальнейшее перемещение, поскольку скопления дис­локаций создают внутри зерен дальнодействующие поля упругих на­пряжений. Из-за этого для продолжения пластической деформации необходимо увеличивать внешнюю силу. А это означает, что металл во время деформации упрочняется. Таким образом, причиной деформационного упрочнения металлов является увеличение плотности дислокаций, сопровождающее каждое приращение пластической деформации.