Пластическая деформация

Пластическая деформация.

Деформацией называется изменение размеров и формы тела под действием внешних усилий. Деформации подразделяют на упругие и пластические. Упругие деформации исчезают, а пластические остаются после окончания действия приложенных сил. В основе упругих деформаций лежат обратимые смещения атомов металлов от положений равновесия; в основе пластических деформаций - необратимые перемещения атомов на значительные расстояния от исходных положений равновесия. Способность металлов пластически деформироваться называется пластичностью. При пластическом деформировании металла одновременно с изменением формы меняется ряд свойств, в частности, при холодном деформировании повышается прочность. Пластичность обеспечивает конструкционную прочность деталей под нагрузкой и нейтрализует влияние концентраторов напряжений. Диаграмма растяжения металлов. Испытание на растяжение-простой и наиболее распространенный метод определения прочности и пластичности (ГОСТ1497-73).

При растяжении стандартных образцов с площадью поперечного сечения F0 и рабочей (расчетной) длиной l0 строят диаграмму растяжения в координатах

нагрузка-удлинение образца (рис. 4.1). На диаграмме выделяют три участка:

упругой деформации до нагрузки Рупр; равномерной пластической деформации от Рупр до Ртах и сосредоточенной пластической деформации от Ртах до Рк. Прямолинейный участок сохраняется до предела пропорциональности Ргщ. Тангенс угла наклона прямолинейного участка характеризует модуль упруго-

Рис. 4.1. Диаграмма  растяжения пластичного металла (а) и диаграммы условных напряжений пластичного (б) и хрупкого (в) металлов. Диаграмма истинных напряжений (штриховая линия) дана для сравнения.

сти Е. Лишь на небольшой части от Рпц до Рупр нарушается линейная зависимость между Р и А/ из-за упругих несовершенств материала, связанных с дефектами решетки. Пластическое деформирование идет при возрастающей нагрузке (выше Рупр), так как металл упрочняется в процессе деформирования. Упрочнение металла при деформировании называют наклепом. Наклеп металла увеличивается до момента разрыва образца, хотя растягивающая нагрузка уменьшается от Ртах до Рк (рис. 4.1, я). Это объясняется появлением местного утонения в образце-шейки, в которой в основном сосредотачивается пластическая деформация. Несмотря на уменьшение нагрузки, растягивающие напряжения в шейке повышаются до тех пор, пока образец не разорвется. Об этом свидетельствует диаграмма истинное напряжение-деформация (рис. 4.1,6). При растяжении образец удлиняется, а его поперечное сечение непрерывно уменьшается. Истинное напряжение определяется делением действующей в определенный момент нагрузки на площадь, которую образец имеет в этот момент. Истинные напряжения в повседневной практике не определяют, а пользуются условными напряжениями, считая, что поперечное сечение F0 образца остается неизменным. Напряжения σупр, σт и σв -стандартные характеристики прочности. Каждая получается делением соответствующей нагрузки  Рупр, Рт И Рmax на начальную площадь поперечного сечения F0. Пределом упругости σупр называют напряжение, при котором пластическая деформация достигает заданной малой величины, установленной условиями.

Часто используют значения остаточной деформации 0,001; 0,005; 0,02 и,05%. Соответствующие пределы упругости обозначают σ0>005, ст0,02 и т. д.

 

Предел упругости — важная характеристика пружинных материалов, которые используют для упругих элементов приборов и машин.

Предел текучести (условный) — это напряжение, которому соответствует пластическая деформация 0,2 %; его обозначают σ02. Предел текучести (физический) σт определяется по диаграмме растяжения, когда на ней имеется площадка текучести. Однако при испытаниях на растяжение большинства сплавов площадки текучести на диаграммах нет. Выбранная пластическая деформация 0,2% достаточно точно характеризует переход от упругих деформаций к пластическим, а напряжение σ0.2 несложно определяется при испытаниях независимо от того, имеется или нет площадка текучести на диаграмме растяжения.

Временное сопротивление σв характеризует максимальную несущую способность материала, его прочность, предшествующую разрушению,

σB= Pmax/F0.

Пластичность характеризуется относительным удлинением δ и относительным сужением ψ

δ=[(lk-l0)/l0]100

ψ=[(F0-Fk)/F0]100

где l0 и F0 — начальные длина и площадь поперечного сечения образца; lk -конечная длина образца; Fk -площадь поперечного сечения в месте разрыва. Допустимое напряжение, которое используют в расчетах, выбирают меньше

σ0.2 (обычно в 1,5 раза) или меньше σв (в 2,4 раза).

 

Сопротивление материала разрушению при динамических нагрузках характеризует ударная вязкость. Ее определяют (ГОСТ 9454-78) как удельную работу разрушения призматического образца с концентратором (надрезом) посередине одним ударом маятникового копра: КС = K/S0 (К-работа разрушения; S0-площадь поперечного сечения образца в месте концентратора).

Рис. 4.2. Схемы пластической деформации скольжения (а) и двойникования (б)

 

Ударную вязкость (МДж/м2) обозначают KCU, KCV и КСТ. Буквы КС означают символ ударной вязкости, буквы U, V, Г-вид концентратора: U- образный с радиусом надреза rн = 1 мм, V-образный с rн = 0,25 мм; T-трещина усталости, созданная в основании надреза; KCU - основной критерий ударной вязкости; KCV и КСТ используют в специальных случаях (см. п. 7.2).

Механизм пластической деформации рассмотрим на примере деформации монокристалла. Пластическая деформация в монокристалле осуществляется путем сдвига одной его части относительно другой. Сдвиг вызывают касательные напряжения, когда их значение превышает критическое tк.

Имеется две разновидности сдвига: скольжение и двойникование (рис. 4.2). При скольжении одна часть кристалла смещается параллельно другой части вдоль плоскости, называемой плоскостью скольжения или сдвига (рис. 4.2, а). Скольжение — основной вид сдвига в металлах и сплавах. Деформация двойникованием представляет собой перестройку части кристалла в новое положение, зеркально симметричное к его недеформированной части (рис. 4.2,6). Плоскость зеркальной симметрии называют плоскостью двойникования. При двойниковании атомные плоскости кристалла сдвигаются параллельно плоскости двойникования на разные расстояния. Часть кристалла, в которой в результате двойникования произошла переориентация кристаллической решетки, называют двойником деформации. По сравнению со скольжением двойникование имеет второстепенное значение. Роль двойникования возрастает, когда скольжение затруднено.

В металлах с ОЦК и ГЦК  решетками двойникование наблюдается лишь при низких температурах или высоких скоростях деформирования. При нормальных условиях в металлах с ГПУ решеткой деформация развивается как двойникованием, так и скольжением. Механизм двойникования сложен и в дальнейшем не рассматривается. Деформация скольжением развивается по плоскостям и направлениям, на которых плотность атомов максимальна (рис. 4.3). Плоскость скольжения вместе с направлением скольжения, принадлежащим этой плоскости, образует систему скольжения. Число систем скольжения неодинаково в металлах с разным типом решеток. У металлов с ГЦК решеткой (Cu, Al, Ni и др.) скольжение

идет по плоскостям {111} в направлениях < 110>. Четыре плоскости скольжения и три направления скольжения в каждой из них образуют 12 эквивалентных систем скольжения.

В металлах с ОЦК решеткой скольжение развивается по плоскостям {110},

{112} и {123} в направлениях <111>, число систем скольжения — 48.

У металлов с ГПУ решеткой при

с/а > 1,63 (Mg, Zn) скольжение развивается по плоскости базиса, в которой

находятся три эквивалентных направления. Эти металлы менее пластичны,

чем металлы с ОЦК и ГЦК решетками. Число систем скольжения может увеличиться, если уменьшаются критические напряжения сдвига в других

Рис. 4.3. Системы скольжения в металлах с ГЦК (а), ОЦК (б) и ГПУ (в) решетками; заштри-

хованы плоскости наиболее легкого скольжения:

1 — плоскость (11?); 2 —  плоскость (123); 3 — плоскость базиса; 4 — пирамидальная плоскость скольжения;

5 — призматическая плоскость  скольжения

 

плоскостях с менее плотной упаковкой атомов. Увеличение количества систем скольжения сопровождается повышением способности металла к пластической деформации. В частности, при с/а < 1,63 у циркония и титана скольжение идет по плоскостям базиса, пирамидальным и призматическим плоскостям, так как близки значения критических напряжений сдвига в этих плоскостях. Поэтому эти металлы более пластичны, чем магний или цинк, у которых скольжение идет только по плоскостям базиса.

 Элементарный акт сдвига- это смещение одной части кристалла относительно другой на одно межатомное расстояние (рис. 4.4). В идеальном кристалле, в котором нет дефектов структуры, в скольжении должны одновременно участвовать все атомы, находящиеся в плоскости сдвига. Для такого синхронного «жесткого» сдвига требуется, как показывают расчеты, критическое касательное напряжение tk= G/2p»0,16G (G-модуль упругости сдвига). Эту величину tk называют теоретической прочностью кристалла. В реальных кристаллах для сдвига на одно межатомное расстояние требуются напряжения около 10~4G, что в 1000 раз меньше теоретического значения. Низкая прочность реальных кристаллов обусловлена их структурным несовершенством. Пластическая деформация в реальных кристаллах осуществляется путем последовательного перемещения дислокаций (см. рис. 4.4). Дислокация легко движется в той плоскости, в которой находятся дислокационная линия и ее вектор Бюргерса. Под действием касательного напряжения избыточная полуплоскость в верхней части кристалла соединяется в одну атомную плоскость с расположенной ниже частью соседней .

Рис. 4.4. Схема перемещения  краевой дислокации при скольжении атомной плоскости.

Оставшаяся ее часть становится новой полуплоскостью, которая заканчивается краевой дислокацией. Незначительного смещения небольшой группы атомов оказывается достаточно для перемещения дислокации на одно межатомное расстояние (рис. 4.4, а, б). При постоянно действующем напряжении дислокация как бы по эстафете передается от одной атомной плоскости к другой, последовательно вытесняя при этом каждый соседний «правильный» ряд атомов. Процесс повторяется до тех пор (рис. 4.4, в), пока дислокация не выйдет на поверхность кристалла и его верхняя часть сдвинется относительно нижней на одно межатомное расстояние (рис. 4.4, г). При этом на поверхности кристалла образуется ступенька величиной в вектор Бюргерса. В плоскости скольжения обычно расположены десятки дислокаций. Их последовательное перемещение вдоль плоскости скольжения развивает процесс пластического течения. Высота ступеньки при этом увеличивается пропорционально числу дислокаций, выходящих на поверхность кристалла. Ступенька, видимая под микроскопом, называется линией скольжения. Деформация развивается неоднородно, линии скольжения располагаются на различном расстоянии друг от друга. Группы близко расположенных линий скольжения образуют полосы скольжения. Пластическая деформация монокристаллов развивается, в первую очередь, по той системе скольжения, где касательные напряжения раньше достигают критической величины. Начальную стадию деформации называют стадией легкого скольжения; деформация монокристалла на этой стадии может достигать десятков процентов. С ростом деформации скольжение распространяется на другие системы, и возникает множественное скольжение. На этой стадии дислокации перемещаются в пересекающихся плоскостях, возрастает сопротивление их движению, и образуется сложная дислокационная структура. Скольжение дислокаций не связано с диффузией, так как происходит без переноса массы. Этим объясняется сравнительная легкость такого передвижения дислокаций и при отрицательных температурах, когда скорость диффузии мала. В процессе скольжения возникают новые дислокации, и их плотность повышается от 108 до 1012 см-2 (более высокую плотность получить нельзя из- за появления трещин и разрушения металла). Существует несколько механизмов образования новых дислокаций, важным из них является источник Франка-Рида (рис. 4.5). Под действием касательного напряжения закрепленная дислокация выгибается, пока не примет форму полуокружности. С этого момента изогнутая дислокация распространяется самопроизвольно в виде двух спиралей. При встрече спиралей возникают расширяющаяся дислокационная петля и отрезок дислокации. Отрезок занимает исходное положение, и генератор дислокаций готов к повторению цикла. Один источник Франка-Рида способен образовать сотни новых дислокаций. В основе упрочнения металла при деформировании лежит прежде всего повышение плотности дислокаций. Движению дислокаций мешают различные препятствия границы зерен,

Рис. 4.5. Последовательность образования 

(1 — 7) новой дислокации при действии источника Франка — Рида

 

Рис. 4.6. Схема переползания дислокации (а—в): 1 — перемещение атома на место вакансии; 2 — уход атома от дислокации; 3 — начало переползания дислокации; 4 — частица второй фазы, блокирующая скольжение дислокации; 5 — дислокация; 6 — новое положение дислокации после переползания;  7 — направление скольжения дислокации межфазные поверхности, дислокации, пересекающие плоскость скольжения.

Через некоторые препятствия дислокации проходят, но при более высоких напряжениях. Такими препятствиями являются, например, пересекающиеся с плоскостью скольжения дислокации. Границы зерен являются непреодолимыми препятствиями, перед ними дислокации скапливаются. Каждое скопление дислокаций создает поле напряжений, отталкивающее приближающуюся дислокацию. Чем больше дислокаций в скоплении, тем сильнее отталкивание и тем труднее деформируется металл. Когда плотность дислокаций в скоплении достигает определенного значения, в этом месте зарождается трещина. При нагреве выше 0,3 Тпл начинает действовать другой механизм перемещения дислокаций- переползание. Оно представляет собой диффузионное смещение дислокации в соседние плоскости решетки в результате присоединения вакансий (рис. 4.6). Вакансии присоединяются последовательно к краю избыточной полуплоскости, что равносильно перемещению края на один атомный ряд вверх. Вакансии «атакуют» дислокацию в разных местах и поэтому на ней появляются ступеньки. По мере присоединения вакансий дислокация на значительном участке своей длины смещается на десятки плоскостей решетки. В результате переползания ослабляется тормозящий эффект частиц второй фазы. Переместившиеся дислокации далее сдвигаются путем скольжения под действием напряжения. При нагреве выше 0,3 Тпл вакансии весьма подвижны, а необходимое число вакансий создается пластической деформацией. Пластическая деформация поликристаллических металлов. Основная масса промышленных сплавов имеет поликристаллическую структуру. При деформировании поликристаллов отсутствует стадия легкого скольжения, деформация зерен начинается сразу по нескольким системам скольжения и сопровождается изгибами и поворотами плоскостей скольжения. Пока общая деформация

Рис 4.7. Изменение микроструктуры поликристаллического металла при деформации:  а-е = 0%; б-е=1%; в-е = 40%; г -е = 80-90%

 

мала, порядка 1 %, зерна деформируются неоднородно в силу их разной ориентации по отношению к приложенным нагрузкам. С ростом деформации различия между зернами уменьшаются и изменяется микроструктура: зерна постепенно вытягиваются в направлении пластического течения (рис. 4.7, в). Внутри зерен повышается плотность дефектов. При значительных деформациях образуется волокнистая структура, где границы зерен различаются с трудом (рис. 4.7, г). При значительной деформации в металле появляется кристаллографическая ориентация зерен, которая называется текстурой деформации. Текстура деформации-это результат одновременного деформирования зерен по нескольким системам скольжения. Она зависит от вида деформирования, кристаллической структуры металла, наличия примесей и условий деформирования. При волочении или экструзии возникают так называемые аксиальные текстуры, когда определенное кристаллографическое направление оказывается параллельным оси проволоки или прутка для большинства зерен (рис. 4.8).