книги / Физическая природа пластической деформации

создавая фигуры, типичные для внешнего вида тонких линий сколь­ жения.

пРи действии описанного механизма огибания в одной кристалло­ графической плоскости может пройти не только одна, но и несколь­ ко следующих друг за другом дислокаций, испущенных, например, одним источником Франка — Рида. Тогда в данной плоскости прои­ зойдет многократное огибание одних и тех же стопоров и образование вложенных друг в друга дислокационных петель. Однако можно показать с помощью несложных оценок на основе развитой Эшельби, Франком и Набарро теории [25], что при среднем расстоянии между соседними стопорами порядка нескольких микрон и при ра­ зумных значениях сдвиговых напряжений между этими стопорами в одной плоскости скольжения могут последовательно «протис­ нуться» не более трех—пяти дислокаций.

Последнее обстоятельство свидетельствует, на первый взгляд, о том, что в одной кристаллографической плоскости с помощью механизма огибания может быть осуществлен суммарный пласти­ ческий сдвиг не более чем на три—пять векторов Бюргерса Ь. Однако нужно учесть, что образование устойчивых дислокационных петель в линиях скольжения с помощью механизма огибания может про­ исходить только на непреодолимых стопорах, так как в противном случае эти петли исчезли бы после возникновения через непродол­ жительный промежуток времени. Однако выше указывалось, что непреодолимые стопоры возникают из преодолимых по мере прохож­ дения через последние дислокаций, следующих друг за другом в од­ ной плоскости скольжения. Каждая отдельная дислокация, прохо­ дя через преодолимые стопоры, превращает в непреодолимые опре­ деленную часть из них, которую можно обозначить величиной р (очевидно, 0 < р < 1).

Таким образом, можно предположить, что в одной отдельной кристаллографической плоскости действие механизма огибания происходит следующим образом. Источник Франка — Рида испускает ряд лежащих в одной плоскости скольжения дислокаций, из ко­ торых первая беспрепятственно проходит через весь кристалл и выходит наружу, ибо для нее все (или почти все) встречающиеся на пути стопоры являются преодолимыми. Часть из них первая дислокация переводит в непреодолимые стопоры. Вторая дислока­ ция огибает эти непреодолимые стопоры, образуя устойчивые пет­ ли, а проходя через оставшиеся преодолимые стопоры, дополни­ тельно переводит некоторую новую часть из них в стопоры непреодо­ лимые. Описанный процесс продолжается при движении третьей дислокации и т. д. По мере такого последовательного прохождения

дислокаций, испущенных одним источником, преодолимые стопоры постепенно переводятся в непреодолимые, и следующие одна за дру­ гой дислокации все более запутываются в них. Когда все стопоры будут превращены в непреодолимые, движение дислокаций прекра­ щается и источник оказывается запертым.

В результате такого процесса образуются вложенные друг в дру­ га дислокационные петли и полупетли, все лежащие в одной кристал­ лографической плоскости скольжения и имеющие вид, представ­ ленный на рисунке (б). Число дислокаций N , которые могут пройти при этом в данной плоскости, прежде чем источник будет заперт, зависит от вероятности р превращения преодолимого стопора в не­ преодолимый при прохождении через него одной дислокации. От­ сюда следует, что суммарный пластический сдвиг в одной тонкой линии скольжения, равный Nb, может, вообще говоря, при доста­ точно малых р достигать больших значений.

Если превращение преодолимых стопоров в непреодолимые про­ исходит преимущественно вблизи свободной поверхности кристалла (это предположение представляется разумным ввиду особого вли­ яния поверхности на пластические свойства твердых тел [26—30]), то в результате действия механизма огибания в одной кристалло­ графической плоскости будут образовываться дислокационные кон­ фигурации, подобные изображенной на рисунке (в). Число дисло­ каций, успевших полностью или частично выйти из кристалла, а также число дислокаций, запертых внутри кристалла, и связан­ ная с этим величина суммарного пластического сдвига в данной кристаллографической плоскости будут зависеть вновь от величины р. Эта величина в рассматриваемом случае равна нулю внутри кри­ сталла и отлична от нуля лишь вблизи его поверхности.

Представленные на рисунке (б, в) схемы изображают два воз­ можных предельных случая. Следует ожидать, что в действитель­ ности реализуется ситуация, промежуточная между указанными случаями, когда внутри кристалла вероятность перехода преодо­ лимых стопоров в непреодолимые равна рВНу а у поверхности — рпов, причем рпов > рвнПоследнее обстоятельство может приводить к по­ явлению поверхностно-чувствительных механических свойств кри­ сталлов в развиваемой сейчас теоретической модели. Действитель­ но, изменение состояния поверхности кристалла при нанесении на него поверхностно-активных веществ или легировании должно вызывать изменение величины рпов. Поскольку, однако, согласно нашему предположению рпов > рвн (следовательно, величина рпов в значительной мере регулирует величину суммарного пластическо­ го сдвига в каждой отдельной плоскости скольжения, в которой

действует механизм огибания), то неизбежное изменение механи­ ческих свойств кристалла в целом в результате такого поверхност­ ного воздействия представляется в рассматриваемой модели совер­ шенно очевидным.

Каждая отдельная тонкая линия скольжения в кристалле сла­ гается очевидно, из одной или нескольких дислокационных кон­ фигураций, подобных изображенным на рисунке (б, в) и лежащих в различных, но близких плоскостях скольжения. Диффузные же (широкие) полосы скольжения состоят, вероятно, из большого числа таких конфигураций, переходы от каждой из которых к соседней совершаются посредством поперечного скольжения.

Изложенные в настоящем обзоре результаты суммируют мате­ риалы ряда работ [3—7], выполненных в течение последних несколь­ ких лет, посвященных исследованию взаимодействия дислокаций со стопорами в реальных кристаллах. Кроме того, здесь приводятся также новые теоретические результаты и соображения, относящие­ ся к указанному направлению. Все рассмотренные данные свиде­ тельствуют о том, что взаимодействие дислокаций со стопорами в значительной мере определяет пластические свойства реальных кристаллов. Поэтому данное взаимодействие представляет, на наш взгляд, интерес и должно явиться предметом дальнейших ис­ следований.

ЛИ Т Е Р А Т У Р А

1.J o h n s t o n W. G.— Appl. Phys., 1962, 33, 2050.

2.	К е л л и А., Н и к л с о н Р. Дисперсионное твердение. Металлургиздат,
3.	1965.			Н. и др.— ФТТ,	1963, 5, 634.
	Р о ж а н с к и й В.
4.	П а р и й с к и й		В.	Б., Л а и д а у А.	И., С т а р ц е в В. И.— ФТТ, 1963,
5.	5,	1377.	В.	Б., Л а н д а у	А. И., Б о р ж к о в с к а я В. М.—
	П а р и й с к и й
	ФТТ, 1963, 5, 2570.

6. Б о р ж к о в с к а я В. М., Л а и д а у А. И., П а р и й с к и й В. Б., —

7.	ФТТ, 1965, 7, 2136.				В. М.— Кристаллография,		1965,
	Л а н д а у		А. И., Б о р ж к о в с к а я
8.	10,	693.	J. S. Imperfections in Nearly		Perfect Crystals. New York,		1952,
	К о е h 1 е г
9.	197.			K-— J • Appl. Phys.,		1956, 27, 583 (русский перевод
	G r a n a t o A . , L i i c k e
	в кн.: Ультразвуковые			методы исследования		дислокаций. ИЛ., М.,	1963).
10.	С т р у и и и		Б. М.— ФТТ, 1964, 6, 1281.

11.С т р у н и н Б. М.— ФТТ, 1964, 6, 3004.

12.В а и Б ю р е и. Дефекты в кристаллах. ИЛ., М., 1962.

13.	E s h е 1 b у		Y. D .— An. Phys., 1958, ser. 7, 1, 115.
14.	Л и ф ш и ц		И. М., Т а н а т а р о в		Л. В.— ФММ, 1961, 12, 331.
15.	B a c k e r	G. В.— J. Appl. Phys.,			1962, 33, 1730.
16.	J o h n s t o n		W. G.,	G i l m a n	Y. Y.— J. Appl. Phys., 1959,30, 129
	(русский перевод: УФН,			1960, 70, 489).
17.	G i l m a n	J. J., J о h n s t о n W. G.— J. Appl. Phys., 1960, 31, 632.
18.	G i l m a n	J. J .— Progr. Ceramic. Sci., 1961, 1, 146 (русский перевод: УФН,
	1963, 80,	455).
19.	G i l m a n	J. J .— J. Appl. Phvs.,			1962, 33, 2703.

20.L i J. С. M.— J. Appl. Phys., 1961, 32, 593.

21.M e n d e l s o n S.— Phil. Mag., 1963, 8, 1633.

22.W i e d e r s i c h H.— J. Appl. Phys., 1962, 33, 854.

23.К о т т р е л л А. X. Дислокация и пластическое течение в кристаллах.

24.	Металлургиздат, М., 1958.		Internal Stress, Discussion (Inst. Metals, Lon­
	О г о w a n	Е. Symposium on
	don), 1947,	451.
25.	E s h e 1 b у	J. D., F r a n k	F. C., N a b a r r o F .		R.— Phil. Mag., 1951,
	42, 351 (русский перевод в кн.: Э ш е л ь б и			Дж.	Континуальная теория
	дислокаций, ИЛ, М., 1963).
26.	Й о ф ф е А. Ф. Физика кристаллов. Госиздат, М.—Л., 1929.
27.	Л и х т м а н В. И., Щ у к и н		Е. Д. , Р е б и н д е р		П. А. Физико-химиче­
	ская механика металлов. Изд-во АН СССР, М.,			1962.

28.К р а м е р И., Д е м е р Л. Влияние среды на механические свойства ме­ таллов. Металлургиздат, М., 1964.

29.P a r k e r Е. R. et al.— J. of Metals, 1958, 10,351.

30. W e s t w o o d	A. R. C. Techn. Rep. of RJAS, WAL (TR) 832, 1—2, May 1961,
1—55; 62— 12,	May	1962, 3—36.
Физико-технический		институт	Поступила в редколлегию
низких температур		АН УССР	12 мая 1965 г.

О ФИЗИЧЕСКОЙ ПРИРОДЕ ВЫСОКОПРОЧНОГО СОСТОЯНИЯ СТАЛЕЙ

Л. Н. Лариков, Ю. Ф. Юрченко

Пластическая деформация патентированных сталей широко используется для получения сталь­ ных проволок и лент с пределом прочности, достигающим 400— 450 кГ1мм2, т. е. около трети теоретической прочности железа.

Однако такая обработка не применима к массивным изделиям и по­ этому для улучшения прочностных характеристик большинства стальных изделий в промышленной практике используют закалку с последующим отпуском. Этим классическим способом удавалось получать для ряда легированных сталей довольно высокие проч­ ностные характеристики (например, ов достигала 150—200 кГ/мм2).

В последнее время для получения повышенных прочност­ ных характеристик сталей применяют термомеханическую об­ работку (ТМО), заключающуюся в сочетании пластической дефор­

мации аустенита с последующей его закалкой и отпуском (см., например, [1, 2] и др.). Сталь после такой обработки имеет повышен­ ные по сравнению с обычной закалкой прочностные характеристи­ ки (после НТМО до 300—350 кГ1мм2). Хотя достигнутый уровень упрочнения пока несколько ниже, чем полученный при механиче­ ской обработке патентированных сталей, ТЛЮ применима и к мас­

100 300	500 t x	сивным		изделиям			сложной			кон­
		фигурации.			информация				о	при­
		Ценная
		роде	упрочненного					состояния
		металлов и сплавов и особенно
		о природе			высокопрочного					со­
		стояния		сталей может быть						по­
		лучена	при#исследовании общих
		закономерностей					процессов			раз­
		упрочнения при нагреве. В част­
		ности,	существенен вопрос,							оди­
		накова ли			природа			упрочнения,
		достигаемого				различными				спо­
		собами		обработки.				Особенный
		интерес при этом					представляют
		энер гетические				хар актеристики
		сталей	в высокопрочном						состо­
		янии.	настоящей				работе		прове­
		В
тепла Q при отжиге холоднокатанной		дено калориметрическое							иссле­
патентированной стали У 10 (т—время).		дование		физических процессов,
лей, упрочненных	пластической	происходящих при						нагреве		ста­
		деформацией				или		термической

обработкой, а также сталей, подвергнутых низкотемпературной термомеханической обработке.

Изучение процессов разупрочнения холоднодеформированных патентированных углеродистых сталей показало [3, 4], что эти ста­ ли имеют повышенный запас скрытой энергии деформации по срав­ нению с сильно деформированными чистыми металлами. При от­ жиге, например, патентированной и деформированной прокаткой на 93% ленты стали У 10 общая величина теплового эффекта равна 12,6 кал/г, тогда как в сильно деформированных чистых металлах она не превышает 1—2 кал/г [5]. Выделение тепла при отжиге в ука­ занной стали происходит в два этапа (рис. 1). Высокотемпературный тепловой эффект с максимумом при 650° С соответствует 1,9 кал/г. Прямые электронномикроскопические наблюдения (на просвет),

а также количественное сопоставление тепловых и объемных эффектов показали, что в этом температурном интервале происхо­ дят процессы рекристаллизации.

Особый интерес представляют процессы, происходящие в тем­ пературном интервале 100—500° С, с протеканием которых связа­ но наиболее интенсивное разупрочнение деформированных после патентирования сталей [6]. В этом же температурном интервале наблюдается выделение значительной доли скрытой энергии де­ формации и изменение объема образца. Тепловой и объемный эффек­ ты обусловлены, по-видимому, протеканием нескольких процессов. При наиболее низких температурах (100—200° С) в сталях проис­ ходят процессы аннигиляции точечных дефектов, причем общее их количество, как об этом свидетельствуют волюмометрические измерения, оказывается в несколько раз большим, чем в деформи­ рованных чистых металлах. При протекании этих процессов проч­ ность практически не меняется.

При более высоких температурах отжига (200—500° С) в иссле­ дуемых высокопрочных сталях, по данным рентгеновского анали­ за, происходит изменение распределения и, возможно, плотности дислокаций. Исследование температурной зависимости кинетики изменения ширин рентгеновских линий показало, что исходное распределение дислокаций довольно неоднородно.

По данным электронномикроскопических исследований, в тем­ пературном интервале 200—500° С наряду с процессами полигонизации наблюдаются процессы роста весьма дисперсных карбидных частиц при нагреве. Этот процесс вносит, вероятно, определенный вклад в величину теплового эффекта в этом температурном интерва­ ле [3].

Для выяснения роли температуры деформации нами исследова­ лись процессы разупрочнения стали аустенитного класса 45ХН30, деформированной на 50% ковкой при 525° С и при комнатной тем­ пературе. В результате пластической деформации исследовавшаяся сталь заметно упрочнялась. После ковки при 525° С предел теку­ чести образца стали той же плавки, по данным [71, при 500° С воз­ рос до 55 кГ1мм2 (15 кГ/мм2 в отожженном состоянии). Мартен­ ситная точка указанной стали располагалась значительно ниже комнатной температуры, и поэтому сталь 45ХН30 сохраняла аусте­ нитную структуру в ходе пластической деформации при комнатной температуре.

Нагрев пластически деформированной при комнатной темпера­ туре стали 45ХН30 приводит к значительному выделению тепла; общий тепловой эффект равен 4,9 ± 0,4 кал!г (рис. 2). Наблюдается

выделение тепла в интервале температур 100—900° С, причем мак­ симум на кривой выделения тепла при температуре 800° С, как по­ казали рентгенографические исследования, связан с протеканием процессов рекристаллизации. Ему соответствует уменьшение объе­ ма (около 0,1%). Некоторое уменьшение объема, отмечаемое при более низких температурах, обусловлено, вероятно, процессами ухода точечных дефектов.

Необходимо отметить, что при непрерывном нагреве исследуемой стали в температурном интервале протекания процессов возврата

происходят, вероятно, лишь на­	too 200 зоо loo
чальные стадии полигонизации,

Рис. 2.	Изменение	выделения тепла,	Рис.	3.	Изменение	выделения	тепла»
объема	и твердости	при отжиге стали	объема, твердости и ширины рент-
45ХН30, деформированной ковкой на			геновской		линии	(311) при	отжиге
50% при комнатной		температуре.	стали	45ХН30, деформированной ков­

кой на 50% при 525° С.

так как твердость изменяется незначительно до протекания процессов рекристаллизации. Основное изменение механических свойств на­ блюдается в ходе рекристаллизации.

Обращает на себя внимание, что исследовавшаяся аустенитная сталь в упрочненном состоянии также обладает повышенным за­ пасом скрытой энергии деформации. Эта энергия увеличена Ъ не­ сколько раз по сравнению с запасенной энергией деформации в тех­ нически чистых металлах (никеле, армко-железе) [8, 9].

Ширина рентгеновских линий при отжиге стали 45ХН30, де­ формированной при 525° С, почти не изменялась вплоть до начала

рекристаллизации (рис. 3). Также не регистрировались объемный и тепловой эффекты в температурном интервале протекания про­ цессов возврата, которые были весьма сильно выражены в предыду­ щем случае. Это, вероятно, свидетельствует о том, что процессы, связанные с возвратом, происходят еще при высокотемпературной деформации стали 45ХН30 [10].

Следует отметить, что твердость стали 45ХН30, деформирован­ ной как при комнатной, так и при повышенной температуре при­ близительно одинакова. Уменьшение твердости при отжиге в обо­ их случаях происходит в основном только при протекании процес­ сов рекристаллизации.

Таким образом, из проведенного исследования процессов разу­ прочнения можно сделать вывод, что высокопрочные патентированные стали обладают повышенным запасом скрытой энергии дефор­ мации по сравнению с технически чистыми металлами. Разупроч­ нение этих сталей происходит в основном до рекристаллизации

и сопровождается выделением большей части запасенной энергии

вметалле. Совершенно иной характер разупрочнения наблюдается при отжиге пластически деформированных сталей аустенитного класса. Основная часть разупрочнения в этом случае обусловлена протеканием рекристаллизационных процессов.

В связи с изложенным нами были проведены исследования по выяснению влияния типа кристаллической решетки на механизм разупрочнения металлов [И].

Объектами исследования служили монокристаллы никеля и же­ леза. Деформация пластинок осуществлялась прокаткой при ком­ натной температуре без промежуточных отжигов. Общая степень обжатия составляла 80%. Из прокатанных пластинок вырезались образцы, которые затем нагревались в изотермических условиях в течение различного времени. Отожженные образцы исследовались рентгенографически (для выявления новых неискаженных кристал­ лов с ориентацией, отличной от ориентации матрицы), а затем металлографически. Микротвердость измерялась многократно на протравленных шлифах как в участках, сохранивших исходную ориентацию, так и в новых кристаллах, возникших в ходе рекристал­ лизации. Средняя твердость образцов определялась статистичес­ кими методами.

Полученные результаты представлены графически на рис. 4, а характерные микроструктуры — на рис. 5. При отжиге никеля разупрочнение происходит в основном за счет рекристаллизации. Микротвердость нерекристаллизованных участков с исходной ори­ ентацией мало изменяется в ходе отжига. Центры рекристаллиза­