Влияние пластической деформации на свойства пружинных сплавов » Ремонт Строительство Интерьер

Электромонтаж Ремонт и отделка Укладка напольных покрытий, теплые полы Тепловодоснабжение

Влияние пластической деформации на свойства пружинных сплавов

13.06.2021

Холодная пластическая деформация (прокатка) сильно повышает сопротивление малым и большим пластическим деформациям, т. е. предел упругости и твердость (рис. 267—272) и табл. 54.

Упрочнение указанных выше пружинных сплавов — латуней и бронз, имеющих одинаковую кубическую гранецентрированную решетку, в результате деформации определяется плотностью и распределением дислокаций и происходящими при этом изменениями распределения атомов. Характер получающейся дислокационной структуры обусловлен механизмом деформации — скольжением или двойникованием, зависящим от энергии дефектов укладки и особенностей исходного распределения атомов.


Основные компоненты, входящие в состав пружинных латуней и бронз и, в частности, цинк и алюминий, снижают энергию дефектов укладки и поэтому в этих сплавах, особенно после значительных деформаций, наблюдается двойникование. Двойники деформации в сплавах Cu-Zn и Cu-Al, по данным В.Е. Панина и др., состоят из большого числа микродвойников толщиной 10—80 нм (100—800 А), а в их решетке располагаются дефекты укладки. Тонкая структура этих микродвойников зависит от состава сплавов и условий деформации, от субструктуры пружины к моменту возникновения двойников. По данным В.Е. Панина, если энергия дефектов укладки не очень сильно снижена, например в слаболегированных сплавах Cu-Al или Cu-Zn, то в их структуре после деформации наблюдаются пачки, состоящие из микродвойников. Если же энергия дефектов укладки сильно снижена, например в результате высокой концентрации алюминия в сплаве Cu-Al, то микродвойники распределены равномерно в пределах каждого кристаллита.
Влияние пластической деформации на свойства пружинных сплавов

Существенное влияние на дислокационную структуру, формирующуюся в процессе деформации, оказывает наличие ближнего порядка. Чем выше степень ближнего порядка (сплавы Cu-Zn и Cu-Al), тем больше вероятность появления в структуре мощных плоских скоплений дислокаций, так как для их поперечного скольжения надо разрушить ближний порядок в новых плоскостях скольжения. В.Е. Панин экспериментально доказал, что с ростом степени ближнего порядка двойникование затрудняется. Однако при больших деформирующих напряжениях, даже при высокой степени ближнего порядка и средних значениях энергии дефектов упаковки возможно образование двойников. Определенную роль в упрочнении сплавов также играет и изменение атомного распределения в твердом растворе по сравнению с исходным отожженным состоянием, о чем свидетельствуют данные об изменении физических свойств и, в частности, об изменении постоянной Холла (и электросопротивления), а также результаты структурных исследований.

Так, в процессе наклепа а-латуни и алюминиевой бронзы наряду с дефектами укладки наблюдаются сегрегации, представляющие собой гексагональные слои, обогащенные атомами цинка в латуни или алюминия в алюминиевой бронзе.

Существование таких сегрегаций на дефектах укладки а-латуни подтверждается прямыми данными электронномикроскопического исследования.

По данным рис. 267—272, наиболее сильное деформационное упрочнение вызывает олово Такие сплавы, как Бр.ОЦ4-3 или Бр.ОФ6,5-15, содержащие 1,7 и 3,5% (ат.), соответственно упрочнены намного больше, чем латуни или алюминиевая бронза, имеющие даже более высокую атомную концентрацию легирующих элементов.


Наибольшая степень упрочнения и изменения тонкой структуры при деформации оловянной бронзы, возможно, связана с особым механизмом пластической деформации, поскольку скопления атомов олова в объеме зерна могут эффективно задерживать дислокации.

Более высокое упрочнение алюминиевой бронзы по сравнению с а-латунью (при равной атомной концентрации —15%) связано с более значительным изменением тонкой структуры, о чем свидетельствуют данные рентгеноанализа и большая величина энергии деформации, поглощаемой при наклепе.

Разный характер дислокационной структуры и распределения атомов в сплавах определяют не только неодинаковые значения предела упругости, но и различную его зависимость от направления вырезки образца. Сопротивление малым пластическим деформациям растет в направлении вдоль прокатки значительно меньше, чем в поперечном направлении (см. например, табл. 55).

Подобная анизотропия предела упругости (измеренного в условиях нагружения по схеме изгиба) наблюдается у прокатанных металлов и сплавов с различными типами кристаллических решеток — г. ц. к., о. ц. к. плотноупакованной гексагональной. Это объясняется сходным анизотропным распределением дислокаций, полученным в результате деформации тонких лент по одинаковой схеме (плоская прокатка). У металлов с решеткой г. ц. к., особенно с низкой энергией дефектов укладки, эта анизотропия выражена более сильно, поскольку поперечное скольжение в них затруднено. Как будет показано ниже, анизотропия предела упругости у этих металлов полностью устраняется после отжига при температуре начала рекристаллизации, тогда как у металлов с решетками о. ц. к. и гексагональной плотноупакованной она в этих условиях еще сохраняется.

Анизотропия предела упругости не определяется кристаллографической текстурой, возникающей в деформированном состоянии. Это обусловлено тем, что даже небольшая дополнительная пластическая деформация в другом (например, перпендикулярном) направлении, не изменяющая этой текстуры, вызывает полное изменение анизотропии (рис. 273): предел упругости в прежнем поперечном направлении (т. е. после первой прокатки) снижается, а в прежнем продольном (теперь в поперечном) растет.

Снижение сопротивления малым пластическим деформациям в результате повторной, даже небольшой, деформации в перпендикулярном направлении является результатом перераспределения дислокаций между системами скольжения, изменяющего устойчивость систем дислокаций, причем по-разному относительно разных напряженных состояний, возникающих при испытании.

Главная причина описанной выше анизотропии предела упругости, по-видимому, заключается в анизотропии зональных напряжений, а также в анизотропном распределении группировок дислокаций («текстура дислокаций») и других дефектов после деформации. Л.М. Буткевич полагает, что анизотропия упрочнения обусловлена затрудненностью выхода дислокаций из плоскостей скольжения вследствие низкой энергии дефектов упаковки и образования по плоскостям скольжения при деформации скоплений дислокаций. О неоднородном распределении дислокаций свидетельствует тот факт, что у никеля высокой чистоты наряду с анизотропией предела упругости отмечается достаточно четкая анизотропия электросопротивления.

С ростом степени пластической деформации изменяется величина модуля упругости (см. табл. 53), причем анизотропно, как правило, модуль упругости сплавов в направлении поперек прокатки возрастает, а в продольном направлении снижается. Это различие связано с возникновением кристаллической такстуры. В частности, при деформации а-латуни вдоль прокатки устанавливается направление (112), а в поперечном направлении — (111).

Анизотропия модуля упругости, по данным, зависит в основном от типа кристаллической решетки. Для металлов и сплавов с решеткой г. ц. к. и гексагональной плотноупакованной анизотропия нормального модуля и предела упругости совпадают.

Для о. ц. к. металлов модуль упругости под углом 45° может быть больше (Mo, Nb) или меньше (Fe и Fe + 3,5% Si), чем вдоль или поперек прокатки.

Помимо кристаллической текстуры, на величину модуля упругости существенное влияние оказывают подвижные дислокации, с присутствием которых, как известно, связан дефект модуля. Определенное влияние на величину модуля упругости сплавов оказывают и изменения степени порядка в кристаллической решетке. Поэтому нельзя точно определить влияние дислокаций на изменение модуля при наклепе или последующем отжиге сплавов.


Пластическая деформация воздействует и на другие важные характеристики пружинных сплавов, в частности, на упругое последействие (табл. 56). По данным, когда на продольных образцах латуни Л62 с ростом степени обжатия от 33 до 58%, предел упругости незначительно повышается, прямое и обратное упругое последействия под действием равного начального напряжения даже возрастают. На продольных образцах из алюминиевой бронзы с ростом степени наклепа от 33 до 60% предел упругости почти не изменяется, но отмечается очень незначительное снижение прямого и обратного упругого последействия (при почти равном напряжении). В том случае, когда пластическая деформация повышает предел упругости, например в случае оловяннофосфористой бронзы (Бр.ОФб, 5-0,15), прямое и обратное упругое последействия (при равном начальном напряжении) снижаются и притом достаточно заметно. Эти данные свидетельствуют о том, что в основе эффектов упругого последействия (прямого и обратного) лежат процессы неупругой деформации, имеющие дислокационный механизм, подобный механизму пластической деформации. Чем больше возрастает предел упругости в результате наклепа, тем сильнее снижаются прямое и обратное упругое последействия. Поэтому величина предела упругости в условиях работы упругих элементов при нормальных температурах имеет решающее значение для оценки качества пружинных сплавов.

Имя:*
E-Mail:
Комментарий: