Поведение металлов при повышении температуры

Московский авиационный институт
(государственный технический университет)
каф. 903
Курсовая работа по предмету
 материаловедение на тему:
“Поведение металлов при повышении температуры”.
                                                                                 Студент/гр. 02-209/: Задоров Вадим
                                                      Преподаватель: Клыпин А. А.
          
2003 Москва

ОГЛАВЛЕНИЕ
 
1.   Влияние высокотемпературнойтермомеханической                             3                                 
     обработки натонкую кристаллическую структуру
     аустенитных сталей и сплавов.
2.  Закономерности роста зеренметаллов и сплавов                                    8
          при высокихтемпературах.
3.  Влияние температуры настатистические                                                13
         механические характеристики металлов.

Влияние высокотемпературнойтермомеханической обработки
на тонкую кристаллическую структуру аустенитных сталей и сплавов.
Исследование тонкой кристаллической структуры,
возникающей при проведении ВТМО, было выполнено в совместной ра-
боте автора, Е. Н. Соколкова, К. В. Варли и Ю. А. Сивкова на
образцах хромоникельмарганцовистой стали ЭИ481, а также сплава
ЭИ437Б. При этом определялись изменение периода кристаллической
решетки твердого раствора, размеры блоков, микродеформации, удельноеэлектрическое сопротивление и текстура образцов, прошедших
ВТМО в условиях прокатки и последующее старение, а также контрольныхобразцов, подвергнутых закалке и старению по стандартному
режиму термической обработки данных материалов. Прокатку вели при
скорости 1,5 м/мин с обжатием на 25% и закалкой в воде.
Заготовки стали ЭИ481 выдерживали в течение одного часа при
1150 ºС и подвергали ВТМО при 1100 ºС и старению в течение 4 часпри
750 ºС; заготовки сплава ЭИ437Б выдерживали 8 час. при 1080 °С и под-
вергали ВТМО по тому же режиму обжатия и при той же скорости про-
катки при 1080ºС Обработанные заготовки сплава проходили старение
в течение 6 час.
при 700 ºС.
Период кристаллическойрешетки измеряли по рентгенограммам,
снятым с эталоном в размере «КРОС-1». Съемку рентгенограмм с образ-
цов аустенитной стали ЭИ481 осуществляли на излучении Кα–Fe
, адля съёмки с образцов сплава ЭИ437Б использовалось
излучение Кα-Cu. Ошибка при определении периода
решетки твердого раствора не превышала 0,001 кХ.
Оценка размера блоков производилась по эффектупервичной
экстинкции и эффекту размытия линий на рентгенограммах.
Первый метод был примечен для определения размеров блоков, превышающих 0,2мк, а второй — для более дисперсных блоков. Следует
отметить, что особенности» деформационной картины исследованных
аустенитной стали и сплава не позволили в равной степени использовать указанныевыше методы для обоих материалов. Это объясняется
тем, что в процессе старения в сплаве ЭИ437Б выделяется упрочняю-
щая фаза, обладающая структурой, близкой к структуре матрицы.
Поэтому линии на рентгенограммах этой фазы и матрицы располагаются оченьблизко одна от другой, что затрудняет анализ. В связи
с этим при исследовании данного сплава для оценки размера блоков
был применен метод экстинкции, а для определения размера блоков и
микродеформацпй в стали ЭИ481 использован метод гармонического
анализа профиля линии рентгенограммы, а также метод анализа
уширения этой линии.
Для выявлениятекстуры возникающей при ВТМО, производили рентгеновскую съемку на отражение и напросвет на плоскую пленку.
Первая осуществлялась на излучении Кα –Мо; образец устанавливали
на расстоянии 70 мм от пленки под углом 10 — 12 ºC к пучку рентгено-
вых лучей. Съемку «на просвет» производили на образцах, приготов-
ленных в виде фольги толщиной около 0,1 мм, с использованием излучения Кα–Мо и Кα –Cu. В остальных случаях рентгеновского анализа
применяли образцы сечением 10×10 мм2 и длиной 10 ÷12мм.
Для определения величины удельного электрическогосопротивления ρ использовали схему двойного моста. Образцы имели форму стержнейдиаметром 5 мм и длиной 60 мм. Погрешность в определении
значения ρ не превышала 0,5%.
В табл.1 приведены результаты измерения периода кристаллической решетки твердого раствора,величины микродеформаций, удельного электрического сопротивления и твердости поВиккерсу стали
ЭИ481 после двух видов обработки: обычной закалки и ВТМО. Образцы изучалидо и после старения.
табл. 1
Влияниевысокотемпературной термомеханической
обработкина тонкую кристаллическую структуру, электросопротивление
итвёрдость стали ЭИ481Вид обработки Период решетки Аº
Размер блоков
D мк
Величина микродефор-
маций z∙104
Удельное
электросопро-
тивление мком∙см
Твердость HV кг/мм2
Обычная закалка без
старения (эталон) 3,595 0,2 62,7 220 То же, со старением 3,592 0,2
/> 61,2 290 ВТМО без старения 3,598
/>
/> 63,4 256 То же, со старением 3,590
/>
/> 59,4 380
  Из данных табл. 1можно видеть, что высокотемпературная пластическая деформация при ВТМО без старенияприводит к заметному
увеличению периода решетки твердого раствора (с 3,595 до 3.598 кХ).
Старение, в процессе которого выделяется упрочняющая фаза, способствует уменьшениюпериода решетки главным образом вследствие
удаления из кристаллической решетки атомов углерода при образованиикарбидной фазы. Так, после обычной закалки и старения в течение
четырех часов при 750 ºС период решетки уменьшается с 3,595 по3,592 Аº. В результате старения по тому же режиму образцов, подверг-
нутых ВТМО, период решетки снижается в большей степени и его значениев этом случае составляет 3,590 Аº.
Таким образом,ВТМО без последующего старения вызывает увеличение периода решетки по сравнениюс получаемым после обычной
закалки, а старение подвергнутых ВТМО образцов приводит к большему уменьшениюпериода, чем при аналогичном режиме старения
обычно закаленных образцов.
Увеличение периода решетки твердого раствора в результате
ВТМО свидетельствует о том, что пластическая деформация вызывает
в данном материале более полное растворение избыточных фаз. Более
интенсивное уменьшение периода решетки твердого раствора после
старения прошедших ВТМО образцов по сравнению с эффектом старения послеобычной закалки является следствием более глубокого
распада твердого раствора с образованием большего количества упрочняющейфазы. Эти экспериментально установленные факты очень важны для характеристики особенностейсостояния материала, возникших в результате высокотемпературной пластической деформациипри условии исключения рекристаллизации.
      Выводы об изменениях концентрации твердого раствора в результате ВТМО, сделанныена основании рентгеноструктурных исследований, находятся в соответствии с даннымиизмерения удельного электрического сопротивления ρ. Действительно, величинаρ для образцов, подвергнутых ВТМО без последующего старения, больше, чем дляобразцов обычно закаленных. Эти величины для указанных обработок составляют 63,4и 62.7 мком∙см соответственно. Рост значения — ρ является следствиемувеличения концентрации твердого раствора, и этот результат подтверждает аналогичныйвывод, полученный на основе обнаруженного изменения периода решетки. Процесс старения,вызывая распад твердого раствора, уменьшает электрическое сопротивление, и значениеρ для образцов, прошедших обычную закалку, равно 61,2 мком∙см.У образцов, подвергнутых ВТМО, величина электросопротивления в результате старенияпретерпевает более сильное падение и составляет 59,4 мком∙см Это являетсяследствием большей степени
распада твердого раствора (при тех же режимах старения), наблюдаю-
щегося в образцах, подвергнутых ВТМО.
Таким образом,на основании рентгеноструктурных исследований и измерений электрического сопротивленияможно считать установленным, что ВТМО по сравнению с обычной закалкой с той же температурыобеспечивает более полное растворение легирующих элементов в твердом растворе Старениепри одних и тех же режимах приводит к выделению после ВТМО упрочняющей фазы в значительнобольшем количестве.
 Из сказанного выше следует, что наряду с подавлениемпроцессов
рекристаллизации при ВТМО пластическая деформация при указанной
обработке способствует большему обогащению твердого раствора легирующими элементами,а также более интенсивному выделению упрочняющей фазы при последующем старении.
 Дальнейшее исследование структурных особенностейматериала,
возникающих в результате ВТМО, было связано с оценками характеристик блочной структурыи величины микродеформаций.
На основаниианализа уширения линий на рентгенограммах и ин-
тенсивностей этих линий установлено, что ВТМО приводит к существенному уменьшениюразмеров областей когерентного рассеяния (блоков мозаики). Так, если после обычнойзакалки стали ЭИ481 размер блоков значительно больше 0,2 мк, то после ВТМО их величинауменьшается до 0,05 мк. Установлено также, что старение не влияет на размер блоковни в образцах после обычной закалки, ни в образцах, прошедших ВТМО (см. табл. 1).Уменьшение размера блоков в образцах, подвергнутых ВТМО, — прямое следствие высокотемпературнойпластической деформации, протекающей при указанной выше скорости прокатки. Можносчитать, что при данной температуре деформирования (1100 º), за которым следуетнемедленное охлаждение, в
материале не только не успевают развиваться рекристаллизационные
процессы (путем зарождения и роста новых зерен), но и в значительной степени оказываетсязаторможенным рост блоков, возникших при
пластической деформации, Это положение можно подтвердить тем, что
повышение температуры деформирования до 1200 ºС уже не приводит ктакомусущественному измельчению блоков. Экспериментально, установлено, что после ВТМОпри 1200 ºС, проведенной с той жескоростью
прокатки и величиной обжатия, размер блоков такой же, как и после
обычной закалки (больше 0,2 мк). В принятых условиях охлаждения
рост блоков после деформирования с 1200 ºС получает достаточно интенсивноеразвитие. В таком же направлении действует, очевидно, и
увеличение скорости деформирования, так как повышение скорости
приводит к более интенсивному разогреву металла в микрообластях сосредоточения пластическойдеформации. Возникающее дополнительное
тепло в этом случае должно способствовать росту блоков. Вероятно,
именно этим обстоятельством следует объяснить то факт, что при увлечении скоростипрокатки при ВТМО с 1,5 до 5,7 м/мин размер блоков
в рассматриваемом материале возрастает с 0.05 до 0,12 — 0,2 мк.
     Анализ результатов определения микродеформаций кристаллической решетки сталиЭИ481 показывает, что обнаруженный эффект
в значительной степени можно отнести за счет концентрационной неоднородности твердогораствора. Это имеет место, например, в образцах,
закалке с высокой температуры. Очевидно, что при
повышении температуры нагрева от 1150 до 1200 ºС влияние неоднородности твердогораствора на образование микронапряжений из-за дополнительного растворения избыточнойфазы больше, чем развитие
гомогенизации в этих условиях. 
Эффект микродеформацийпосле ВТМОпри 1200 ºС, несмотря на
возможное увеличение упругих искажений, несколько меньше, чем после обычной закалки,что, по-видимому, можно объяснить влиянием
более высокой однородности твердого раствора. Чем больше скорость
деформирования и степень обжатия при ВТМО, тем меньше эффект микродеформацпй.
     Старение как после обычной закалки с 1150 ºС, так и после ВТМО
при этой же температуре, не приводит к заметному (по уширению линий рентгенограммы)дроблению блоков мозаики. Только старение
после закалки (или ВТМО) от 1200 ºС сопровождается некоторым из-
мельчением блоков до 0,07 — 0,08 мк (по ширине линии). Основное
влияние старения состоит в возрастании микродеформаций кристаллической решетки до~10-3. При старении образцов сплава ЭИ437Б
наблюдалось (по эффекту экстинкции) значительное измельчение блоков. (Возможныеизменения угла разориентировки блоков не исследовались.)
     Судя по изменениям периода решетки, старение по принятому ре-
жиму приводит к выделению избыточной фазы, и упрочнение при ВТМО связано, по-видимому,с присутствием этих выделений. Отсюда
следует, что эффект изменения микродеформаций после старения в
основном обусловлен упругими искажениями кристаллической решетки.
Эти искажения достигают, вероятно, предельной для данного материала
величины и характеризуют его упругие свойства, но сами по себе не
могут рассматриваться как фактор упрочнения Действительно, можно
указать на ряд состояний, при которых изучаемая сталь ЭИ481 обладает одним и темже уровнем микронапряжений и существенно различной твердостью. Не проводя сравненияэтих состояний после разного  рода обработки, где одна и та же величина микродеформацийможет отвечать сумме упругих искажений и концентрационной неоднородность в разномсоотношении, можно сравнить состояния после одной и той же окончательной обработки— старения, Например, после закалки от 1150 ºС и старения стали ЭИ481 величинамикродеформаций решетки составляет (0.8 — 1,0)∙10-3 вместо (1,0— 0,7)∙10-3 (табл. 1) для образца, состаренного после ВТМО; приэтом твердость первого образца существенно меньше, чем второго (290 НVвместо 380).
      ВТМО без последующего старения вызывает по сравнению с обычной закалкой повышениетвердости с 220 до 256 кг/мм2. Такое упрочнение в свете рассмотренныхвыше результатов может быть связано с
установленным измельчением блоков до 0,05 мк.
       Старение образцов после ВТМО производит к существенному повышению твердости(с 256 до 380 кг/мм2), Следует заметить, что увеличение твердости(на 124 кг/мм2) значительно больше прироста твердости
врезультате старения для образцов после обычной закалки (70 кг/мм).
      Такое различие в упрочнения после старения связано с тем, что
врезультате распада твердого раствора в образцах, прошедших ВТМО,
образуется большее количество упрочняющей фазы, о чем свидетельствует существенноеуменьшение периода решетки твердого раствора
иэлектросопротивления (см. табл. 1).
Увеличение количества карбидной фазы, выделяющейсяпри старении после ВТМО, по-видимому, в значительной мере вызывается созданием большейпресыщенности твердого раствора при горячей
пластической деформации в условиях предотвращения возможности
рекристаллизации. Кроме того, измельчение блоков наряду с другими
дефектами кристаллической структуры оказывает большое влияние на
процесс старения, не только вызывая особое распределение частиц упрочняющей фазы,но и способствуя их более полному выделению.
     Таким образом, роль высокотемпературной термомеханической
обработки сводится, во-первых, к созданию условий для более полного
растворении избыточных фаз и получению более концентрированного
иоднородного по составу твердого раствора и, во-вторых, к образованию дефектовкристаллической решетки, обеспечивающих более полное
выделение частиц упрочняющей фазы и их благоприятное для свойств
материала расположение.
 Высказывалось мнение о том, что повышениедлительной прочности в результате ВТМО в известной мере связано с возникновением
текстурованности материала. Для суждения о характере текстуры
в исследованных сплавах был использован метод рентгеновского анализа. При этом производилисъемку рентгенограмм на отражение от торцовой и от боковой поверхностей образца.
 Учитывая характер пластической деформации(прокатка в ручье)
и приведенные выше данные, можно полагать, что текстура в исследованных образцахстали ЭИ481 и сплава ЭИ437Б близка к аксиальной;
преимущественным кристаллографическим направлением, совпадающим с направлением прокатки,является направление.
Закономерности роста зерен металлов и сплавов
 при высоких температурах.
 Изучение закономерностейроста зерен различных металлов и сплавов при нарастающих температурах, а также визотермических условиях
представляет не только теоретический, но и значительный практический
интерес. Получаемые экспериментальные данные могут быть использованы для назначениярациональных, научно обоснованных режимов нагрева для обработки давлением (прокатка,штамповка, ковка и др.),
химико-термической и термической обработки. Особенно большое значение имеет исследованиекинетики роста зерен стали. Подбор методами
высокотемпературной металлографии оптимальных температур нагрева
стали для разных технологических процессов, не вызывающих чрезмерного увеличенияразмеров зерен, практически проведен нами в содружестве с рядом промышленных предприятийи дал положительные результаты. Олин из примеров применения данной методики — использованиерезультатов изучения закономерностей роста зерен сталей 18ХГТ
и З0ХГТ для установления наиболее производительной технологии скоростной цементациишестерен.
При исследованияхроста зерен путем наблюдения за поверхностью
образца было необходимо установить корреляцию между расположением «канавок» по границамзерен, выявляемых при высоких темпера-
турах, и расположением границ зерен под поверхностной зоной образца.
 Значительный интерес представляет исследование закономерностей
протекания собирательной рекристаллизации аустенита при прямом наблюдении за одними тем же участком на поверхности образца.
     В проводившихся ранее работах по изучению изменения размеров
зерен, аустенита при нагреве процесс роста зерен аустенита обычно рас-
сматривали как непрерывный, протекающий с постепенно возрастающей
скоростью по мере повышения температуры. Были предприняты
попытки установить математическую связь между скоростью роста зерен аустенита искоростью нагрева. При этом предполагалось, что характер изменения размеров зеренподчиняется сравнительно простой
математической закономерности. Ряд экспериментальных работ, выполненных авторомсовместно с Е. И. Антиповой, позволил установить, что кинетика процесса рекристаллизацииаустенита разных сталей может быть различной.
        Можно считать установленным, что на характер про-
цесса рекристаллизации аустенита основное влияние оказывает химический состав стали,ее предварительная деформация и термическая обработка, которые могут вызвать фазовый(внутренний) наклеп, создающий большие внутренние напряжения и приводящий приопределенных условиях к быстрому
 «скачкообразного»  росту зерен.
        Прямым наблюдением в микроскоп за одним и тем же участком
образца при различных постепенно повещающихся температурах уста-
новлено, что существуют по крайней мере четыре различные кинетики
процесса рекристаллизации.
        На рис. 1 приведен схематический график, иллюстрирующий на-
блюдаемые в микроскоп закономерности рекристаллизаций аустенита.
Например, кривая 1 характеризует процесс рекристаллизации, протекающий в виде монотонногоувеличения размера зерен аустенита, посте-
пенно ускоряющегося по мере роста температуры. Такая кинетика наблюдается преимущественнопри исследовании микростроения отожженных образцов, имеющих минимальные остаточныенапряжения внутри
зерен или на их границах. В ряде случаев процесс рекристаллизации по
данной кинетике протекает и в деформированных образцах, что может
свидетельствовать о возможности монотонного роста зерен даже при
наличии внутренних напряжений. Необходимо обратить внимание на
некоторую особенность процесса рекристаллизации аустенита, проявляющийся в виде«скачкообразного» увеличения размера зерен при
определенной «критической» температуре. При этом изменение температуры всего лишьна несколько градусов приводит к возрастанию площади зерен в плоскости шлифа вомного десятков и даже сотен раз.
Такое изменение размеров зерен, иллюстрируемое кривой 2 на рис. 1,
объясняется преодоление определенного энергетического барьера. На
этот процесс скачкообразного роста размеров зерен, возможно, оказывает влияние наклеп,возникающий в зернах в процессе предварительной
 термической и механической обработки.
/>
Рис.1.Характер изменения средней величины зерна аустенита в зависимости оттемпературы нагрева

    Нередко процесс рекристаллизации сопровождается не одним, а
двумя резкими скачкообразными возрастаниями величины зерен (кривая 3 на рис. 1).Такое изменение размеров зерен может быть связано с преодолением двух энергетическихбарьеров, соответствующих
различным температурам. При этом до двух определенных значений температуры происходитмедленный, постепенный рост зерен аустенита,
проявляющийся в увеличении одних зерен за счет уменьшения соседних.
Затем, после достижения известного температурного интервала порядка
нескольких градусов, возникают условия, при которых отдельные зерна,
обладающие, по-видимому, наиболее благоприятно ориентированным
расположением кристаллической решетки, «присоединяют» к себе боль-
шие участки соседних зерен и даже целые зерна. Такое двукратное скачкообразное увеличениеразмеров зерен аустенита при определенных
значениях температуры происходит в образцах, предварительно прошедших механическуюобработку давлением и термическую обработку
и не подвергавшихся отжигу для снятия остаточных напряжений.
Представляет интерес особенность процесса рекристаллизации
аустенита, проявляющаяся в виде закономерности, иллюстрируемой
кривой 4 (рис. 1). При этом в начале нагрева повышение температуры
вызывает некоторое увеличение размеров зерен, а затем при достижении определенногозначения температуры внутри отдельных крупных
зерен аустенита возникают новые, более мелкие зерна, которые образуются как бы изновых центров кристаллизации. Последующее повышение температуры всего на несколькоградусов вызывает резкое увеличение размеров этих новых зерен, тогда как после прохожденияэтого
температурного интервала дальнейшее повышение температуры приводит к медленномувозрастанию размеров зерен аустенита.
     Повышение температуры нагрева рассматриваемого образцадо
950 ºС и выдержка при этой температуре в течение 10 мин. приводят к
Увеличению размера зерен до 805 мк2, тогда как при 1000 ºС (выдержка
10 мин.) величина зерен аустенита резко возрастает более чем в 20 раз
и составляет около 9400 мк2.
     Дальнейшее повышение температуры до 1050 ºС и выдержка в течение 10 мин.вызывают увеличение размеров зерен до 13800 мк2
    Микрофотографии снимали соответственно при 1100 и 1200 после 10 мин. выдержкипри каждой температуре. Средняя площадь зерен возросла до 18350 и 37300 мк2.Дальнейшее повышение температуры всего на 50 ºС (до 1250 ºС) и выдержкав течение 10 мин. вызывают второй «скачок» в увеличении
плошади зерен: при этой температуре средняя площадь зерен возрастает
понтии 10 раз и составляет 357500 мк2.
     При определенной температуре размеры зерен аустенита уменьшаются, а затем быстрорастут. В участке образца,
снятом при 1150 ºС, выявлены широкие гарнцы крупных зерен аустенита. Внутриэтих зерен можно заметить следы старых границ зерен, су-
ществовавших ранее, при более низкой температуре. В зоне, отмеченной
стрелкой и имевшей температуру 1180 ºС, видны очерченные тонкими
границами новые зерна, возникшие при этой температуре и образовав-
шиеся как бы из новых центров кристаллизации. Увеличение темпера-
туры всего на 20 ºС (до 1200 ºС) приводит к резкому увеличению этих новыхзерен в табл. 2 приведены средние величины площади зерен
аустенита а ряде, исследованных нами сталей.

                                  Табл. 2
Темпе-
ратура
ºС
Средняя площадь, мк2,зерен аустенита сталей 20 45 12Х2Н4А 20Х ЭИ395 18ХГТ
900
950
1000
1050
1075
1100
1125
1150
1175
1200
835
910
19500
31700
―
40150
41800
57600
60500
73200
715
805
9400
13800
14100
18350
―
20900
32100
37300
210
262
575
3640
―
8350
―
17400
―
21000
415
1655
3340
―
6150
―
11500
―
12150
810
1120
3010
6850
8400
13800
18100
25940
3590
40720
105
130
165
404
―
1240
―
5940
―
11080
/>
Рис.2.Изменение средней площадизерен образца стали ЭХ18Н9.
Влияние температуры на статистические
механические характеристики металлов.
Многие детали машин,аппаратов, конструкций, инструмента работают в диапазоне температур, значительноотличающихся от нормальной (комнатной) температуры. Поэтому при выведении деталина рабочий режим, т. е. при нагреве или охлаждении от нормальной температуры могутсущественно измениться механические свойства материала. Для обеспечения конструктивнойнанежности подобных элементов необходимы сведения о закономерностях изменения  механическихсвойств и широком интервале температур. Однако несмотря на практическую важностьи многочислен-
ность исследований эти зависимости слабо освещены теоретически и часто представляютсячисто эмпирическими.
 Эксперименты свидетельствуют о весьма  сложной зависимостимеханических свойств от температуры. Это обусловлено тем, что кроме чисто физическоговоздействия, которое изменяет амплитуду тепловых колебаний атомов, активационныйобъем и механизмы пластической деформации, изменение температуры вызывает различныесопутствующие физические процессы. Например, упорядочение твердого раствора, образованиезон типа Гинье — Престона, выделение дисперсных частиц и их коагуляция, рост зерени полиморфные превращения в матрице и т. и. Огромное влияние на физико-механическиехарактеристики металлов и сплавов при вы-
соких температурах оказывают процессы возврата и рекристаллизации, происходящиев момент механических испытаний. Приведенные данные еще раз подтверждают хорошоизвестный факт, что уровень механических характеристик зависит как от физическогосостояния и природы металла или
сплава, так и сопутствующих процессов в Матрице и упрочняющей фазе, эффект от которыхотделяется условиями механических испытаний.
      Для удобства изложения зависимости статических механических свойств от температурыиспытаний рассматриваются отдельно для металлов с ГЦК- и ОЦК-решетками соответственнов структурно-стабильном и структурно-неустойчивом состояниях.
Влияние температуры на вид диаграмм и предел
текучести стабильных металлов с ГЦК-решеткой.
Компоненты предела текучести.
Температура оказываетвлияние как на величину характеристик прочности и пластичности, так и на вид диаграммдеформирования. В зависимости от температурного интервала механических испытанийдля поликристаллических структурно-стабильных сплавов. М. В. Якутович и В. А. Павлов
выделяют два: вида диаграмм «нагрузка — деформация»: низкотемпературную и высокотемпературную.К отмеченным видам диаграмм следует
добавить еще один — промежуточный. Характерным признаком низкотемпературной диаграммыР-/> является наличие
довольно резко выраженного предела текучести и отсутствие участка деформации с уменьшающимсяусилием. Разрушение происходит при максимальной нагрузке, на образце перед разрушениемшейка не возникает.
      На высокотемпературной диаграмме физический предел текучести отсутствует,но отмечается четко выраженный максимум по нагрузке, расположенный, ближе к начальномуучастку диаграммы. Разрушение сопровождается образованием шейки, т. е. отмечаетсяместное уменьшение поперечного сечения образца. Участок диаграммы с постепенно уменьшающимсяусилием деформации имеет  тем большую протяженность по степени деформации, чем вышетемпература и больше относительное
сужение поперечного сечения: при Ψ→100% усилие в мо-
мент разрушения приближается к нулю. Промежуточный вид диаграмм имеет признаки какнизко температурной, так и высокотемпературной диаграммы. Подобно диаграмме, первоготипа на промежуточной диаграмме имеется выраженный предел текучести, подобно диаграммевторого типа — максимум по напряжениям и деформация с уменьшающимся усилием. Последнееявляется следствием возникновения на образце шейки.
 Вид диаграмм деформирования монокристальных образцов ГЦК-металловсущественно меньше зависит от температуры испытаний. Независимо от температурына истинных диаграммах «напряжение сдвига — относительный сдвиг» можно отметитьналичие трех стадий пластической деформации: 1 — легкого скольжения, 2 — множественногоскольжения, 3 — скольжения с переползанием (рис. 3). Следует заметить, что температураоказывает влияние на протяженность стадий.  Наиболее четко все три стадии деформациинаблюдаются при механических испытаниях в среднем интервале температур
200>Ти>50 К. С понижением температуры увеличивается степень деформациипо механизму легкого и множественного скольжения (1 и 2)
стадии сокращается степень деформации по механизму переползания.
Поэтому для низкотемпературной диаграммы 3 стадия деформации выражена слабо илисовсем отсутствует. Высокотемпературная диаграмма, наоборот, характеризуется отсутствием1 стадии, степень деформации по механизму множественного скольжения обычно невелика.Деформация происходит, главным образом, по механизму скольжения с переползанием.По этой причине в процессе испытаний при температурах. выше 300 К, когда процессыдеформационного упрочнения и разупрочнения ( за счет возврата или рекристаллизации)происходят одновременно, параболический участок
кривой τ — g может выродиться вгоризонтальную прямую. В некоторых случаях может наблюдаться деформационное (динамическое) разупрочнение и соответственно на диаграммах τ — g появляется максимумτ и ниспадающий участок.
      Сопоставляя диаграммы деформирования (рис.3 и 4), можно заметить и количественныезакономерности изменениямеханических характеристик по мере изменения температуры.Видно, что с повышением температуры уменьшается величина модуля упругости, пределатекучести, предела. прочности и характеристик пластичности.
 
/>
Рис.3. Влияниетемпературы на закономерности деформационногоупрочнения                                                       монокристаллов никеля
Физически величина модуля упругости Еопределяется,
главным образом, силами межатомной связи и слабо зависит от наличия в структуревторичных фаз. Модуль упругости приближенно можно считать обратно пропорциональнымпараметру решетки а:
/>                                                                                                    (1)
С повышением температуры увеличивается амплитуда: тепловых колебанийионов относительно точек равновесия в решетке металла, соответственно увеличиваютсямежатомные расстояния — параметры решетки. Как следствие, с ростом температуры модульупругости должен уменьшаться. Температурный коэффициент η уменьшениямодуля Е можно
установить по коэффициенту линейного расширения а, который является макроскопическиманалогом коэффициента теплового роста параметров решетки. Как показал Я. Б. Фридман,отношение η/а (температурного коэффициента модуля упругости и тепловогорасширения) для каждого металла
есть величина постоянная, равная -0,04. Учитывая, что коэффициент термического расширениябольшинства металлов колеблется в пределах (4,6 — 17) мк-1, температурныйкоэффициент модуля упругости должен составлять      1 — 4.10-4 или 1—4% на 100°С.
 Эксперименты (рис.4) подтверждаются расчетами: при повышении темпе-
ратуры на 100 °С изменение модуля упругости составляет 2 — 4%.
Как следует из выражения (1), зависимость Е (Ти)
является параболической. Однако поскольку зависимость модулей упругости от температурыочень слабая, она часто представляется в виде прямой.
       

/>
Рис. 4.Температурная зависимость модуля упругости металлов
Величина пределатекучести GТ/>или критического напряжения сдвига τг имеетдовольно сложную зависимость от температуры испытаний (рис.5). Как правило, понижениетемпературы приводит к увеличению предела текучести. Причем степень зависимостиτТ(Ти) определяется чистотой металлов. Для чистыхметаллов понижение температуры увеличивает критическое
напряжение τТ в меньшей степени, чем для сплавов. Увеличениесодержания примесей и легирующих элементов сопровождается усилением температурнойзависимости предела текучести. Качественно на кривой температурной зависимости τТ(Ти)можно выделить три уча-
стка: 1 — низко-, 2 — средне- и 3 — высокотемпературный. Первый и третий участкихарактеризуются довольно значительной зависимостью τТ от температуры,на втором участке критическое напряжение практически постоянно.

/>
Рис. 5. Влияние температур на предел текучести ГЦК – металлов.
      Сложность температурном зависимости предела текучести
обычно связывается с различием механизмов Деформации и характера формирующихся дислокационных структур при различных температурах,; испытаний. Действительно, приразличных температурах существенно изменяется вклад термических флуктуаций в величинусопротивления пластической деформации. Значительно различаются возникающие при равнойдеформации плотность  дефектов кристаллического строения-вакансий, дислокаций; характери устойчивость атмосфер и кластеров; размеры совершенство блоков мозаики. Для упрощенияанализа  температурной зависимости τТ(Ти) пределтекучести часто рассматривают как сумму трех независимых компонент; атермическойτG, термической τ* и структурной Куd-1/2
 τТ= τG+τ*+ Куd-1/2                                                                                                 (2)

     Атермичсская компонента предела текучестизависит от
температуры только косвенно через модуль сдвига (или упругости). Величина атермическойсоставляющей определяется сопротивлением движению дислокаций, создаваемым силовымиполями дальнего действия. Например, полями упругих взаимодействий дислокаций, движущихсяв параллельных плоскостях скольжения, полями упругих  взаимодействий
скоплений дислокаций с границами зерен или блоков матрицы или с частицами второй(упрочняющей) фазы. Атермическая компонента напряжения, течения в явном виде формируетуровень предела текучести в среднетемпературном
интервале, ограниченном сверху гомологической температурой ~0,4 — 0,45, снизу ~0,02— 0,25 (от температуры плавления металла па Кельвину).
    Термическая компонента τ* прямо зависит от температуры
и скорости деформации, поскольку она обратно пропорциональна величине термических,флуктуаций энергии, облегчающих дислокациям преодоление близкодействующих барьеров.В ГЦК – металлах величина активационного объема составляет 2 — 13 нм2,т. е. путь — перескока дислокаций за
счет флуктуаций энергии может достигать 1,2 — 2,5нм. Следовательно, барьерамидля дислокаций в ГЦК – металлах являются дислокации леса, пороги, дефекты упаковки.
Рассмотрим механизм. преодоления барьеров дислокацией за счет термических,флуктуаций. Пусть подвижная дислокация ММ за счет напряжения. τТприблизилась к препятствиям в виде дислокаций леса Л образовала синусоидальные петлис радиусом R. Лес дислокацийпредстав-
ляется потенциальным барьером, который оказывает дислокации сопротивление движениюв соответствии с зависимостью силы отталкивания Fот пути перемещения дислокации в направлениипрепятствия. Минимальная
общая энергия U, необходимаядля преодоления барьера,
равна площади ОВЕ, а минимальная суммарная сила — F.
Частьтребуемой работы ОАD дислокация совершает за счет действующего напряжения τТприближаясь к лесу на расстояние ∆х. Остальная часть энергии может быть полученатолько с помощью флуктуаций энергии, возбуждающих тепловые колебания линии дислокации.При этом работа — Uф,
совершаемая за счет термической активации, пропорциональна площади треугольникаСDЕ. Как видно на графике, Uф
составляет лишь часть требуемой работы. Вторую часть работы совершают с помощьютермической флуктуации силы упругих взаимодействий. Графически работа упругих силравна площади прямоугольника АВСD, высота которого равна действующей на линию дислокациисиле τТbl, а ширина — путиактивации ∆х'. Вероятность возникновения флуктуаций
энергии, равных U, определяется по формуле
            />                                                                     (3)                                                                                                    
Когда возникает требуемая флуктуация энергии, линия дислокации под действиемсуммарной силы Fперескакивает из заторможенного положения ММ в свободноеNN и под действиемнапряжения τТ продолжает движение до следующего препятствияРР.
Влияние термической компоненты τ* на величин пределатекучести
 наиболее выражено в интервале температур
 ниже 0,2ТплК. При отмеченных температурах зависимость τТ(Т) графически представляется в виде крутопадающей кривой, асимптотически, переходящейв горизонтальный, среднетемпературный участок. Резкая зависимость предела текучестиот температуры при Ти
следствие, это сопровождается увеличением вероятности р возникновения флуктуациис энергией Uф и уменьшением величины термической компоненты τ*.Соответственно уменьшается предел текучести τТ= τG+ τ*+ Куd-1/2. При температурах винтервале (0,2 — 0,4)ТплК флуктуации энергии настолько велики, что ониобеспечивают возможность преодоления близкодействующих препятствий при любой температуре,если приложено напряжение, равное
τТ= τG+  Куd-1/2. Поэтому температурная зависимость предела текучести на
среднетемпературном участке практически отсутствует (определяется лишь зависимостьюτТ(Ти) ).
 Влияние структурной компонентына критическое напряжение начала течения проявляется в соответствии с зависимостьюПетча — Холла через произведение Куd-1/2, где dхарактеризуетразмер блоков мозаики, устойчивых при температуре механических испытаний, а коэффициентКу— кон-
центрацию напряжений и дефектности решетки на границах блоков. Размер блоков и плотность,дефектов кристаллического строения зависят от температуры механических, испытаний.Действительно, избыточная концентрация дефектов при соответствующих температурах,может аннигилировать, а неустойчивая их конфигурация, в том числе из-за измельченияблоков мозаики, может перестроиться непосредственно
в процессе деформации на пределе текучести.Однако возможность отжига дефектов иих перестройки в процессе механических испытаний зависит от температуры. Как правило,в процессе испытаний в низко- и среднетемпературном интервале может наблюдатьсялишь аннигиляция и перестройка вакансий и смещенных атомов. В высокотемпературномин-
тервале механические, испытания сопровождаются не только
генерацией и накоплением дислокаций и вакансий, но и их
аннигиляцией и перестройкой их конфигураций в соответствии с плотностью и субструктурой,устойчивой при температуре механических испытаний. Другими словами, при высокотемпературныхиспытаниях происходит приспособление дислокационной субструктуры к условиям нагруженияза счет
протекания процессов возврата или рекристаллизации. Так как с повышением температурыравновесные размеры блоков мозаики и зерен возрастают, то соответственно уменьшаетсяи предел текучести, причем в высокотемпературном интервале зависимость τТ(Ти)является крутопадающей подобно низкотемпературной ветви.
  Температура Трперехода от среднетемпературного (горизонтального) интервала к высокотемпературному (крутопадающему) является критерием жаропрочности. Этот критерий физически определяетграницу чувствительности компоненты Куd-1/2 к изменению температуры.Ниже Тр структурная компонента оказывается постоянным слагаемым пределатекучести, выше Тр компонента Куd-1/2 оказывает влияние на τТ превалирующеенад τG +τ*. Температура Тр особенно четковыявляется при изображении
температурной зависимости предела текучести в полулогарифмических координатах.
Температурная зависимостьпредела текучести
стабильных металлов и сплавов с ОЦК – решеткой
Для монокристаллов из металлов и сплавов с ОЦК – решеткой характернаистинная диаграмма деформации, на которой в общем случае наблюдается лишь две стадиипластической деформации: множественное скольжение и скольжение с переползанием.Стадия легкого скольжения присуща только диаграммам, полученным в среднемтемпературном интервале. Следует также заметить, что вид истинной и условной диаграммзависит от температуры испытаний. При испытаниях при повышенных температурах физическийпредел текучести не наблюдается, степень деформационного упрочнения мала и максимумна кривых расположен ближе к начальной части диаграммы. По
мере понижения температуры постепенно начинает проявляться физический предел текучести,увеличивается его значение и отношение GT/GB. При испытаниях в низкотемпературном интервале предел текучести совпадаетпо величине с пределом прочности, и на диаграмме пропадает участок деформационногоупрочнения.
      Зависимость  предела текучести  структурно-стабильных металлов с ОЦК– решеткой от температуры испытаний  по внешнему виду подобна зависимостиτТ(Ти) для. металлов с ГЦК – решеткой. На кривойτТ(Ти) также наблюдается три участка, причем низко-и высокотемпературные  участки имеют значительный наклон, среднетемпературный –горизонтален. Отличие температурной зависимости предела текучести для ОЦК – металловот  τТ(Ти) для ГЦК – металлов состоит в болеерезком увеличении напряжения течения при понижении температуры ниже (0,15-0,2)ТплК.
/>
Рис.6. Температурная зависимость предела текучести ОЦК –металлов.
СПИСОК ИСПОЛЬЗУЕМОЙ ЛИТЕРАТУРЫ
1.  Иванов А. И. Поведение металловпри повышенных нестационарных температурах и нагрузках. 1982
2.  Лозинский М. Г. Строение исвойство металлов и сплавов при высоких температурах. 1963
3.  Писаренко Г. С. Прочностьматериалов при высоких температурах. 1966