Изменение формы кривых напряжение-деформация при теплой деформации металлов

Общая тенденция изменения вида кривых напряжение — деформация для металлов с г. ц. к. решеткой с температурой приведена на рис. 99 (на примере меди). При повышенных температурах кривые имеют примерно параболическую форму, при пониженных (для меди от комнатной и ниже) отмечается четко выраженный участок легкого скольжения (стадия I). Сопоставление начальных участков кривых деформационного упрочнения различных металлов с г. ц. к. решеткой показало, что степень развития стадии I (легкого скольжения) зависит не только от температуры деформирования, но и от природы металла, его чистоты, величины монокристального образца и его ориентации.

Деформирующие напряжения при множественном скольжении (стадия II) относительно мало изменяются с температурой, тогда как сопротивление деформированию па стадии III сильно падает с повышением температуры. Поэтому переход от стадии II к стадии III происходит с ростом температуры при все более низких напряжениях. При некоторых температурах и ориентациях кристалла различие между стадиями II и III стирается, и кривая приобретает вид параболы. Что касается коэффициента упрочнения на стадии II, то он падает с повышением температуры.

Для металлов с гексагональной решеткой, обладающих высокой энергией дефекта укладки (Mg, Zn, Cd), следует различать случаи умеренной и сильной деформации.

При умеренной деформации кривые напряжение — деформация представляют собой практически прямые линии в широком интервале температур, причем кривые во многих случаях мало зависят от ориентации. Следовательно, для характеристики «деформационного» поведения монокристаллов при заданной температуре достаточно знать лишь величину коэффициента упрочнения.

При больших степенях деформации кривые упрочнения уже нелинейны, коэффициент упрочнения больше, и он возрастает с понижением температуры.

Как показано в работах В.А. Павлова, М.В. Якутовича с сотр., существенные изменения вида диаграммы растяжения наблюдаются и при испытаниях поликристаллических образцов.

Предлагается разделить диаграммы растяжения поликристаллических металлов на два основных типа (рис. 100):

1) низкотемпературный (кривая 1), когда максимум усилия наблюдается в конце кривой, а затем следует его резкий спад, обусловленный развитием локальной деформации (образование шейки);

2) высокотемпературный (кривая 3), когда максимум усилия наблюдается в начале диаграммы, затем следует почти прямолинейный участок (т. е. усилие или остается постоянным, или медленно спадает, что отвечает квазиравномерной деформации образца), и, наконец, происходит резкий спад усилия в связи с образованием локальной деформации — шейки.

В промежуточной области температур диаграммы имеют переходный характер (кривая 2).

Обсуждая вопрос о влиянии температуры на подвижность примесей и интенсивность их взаимодействия с дислокациями, а отсюда на форму кривых напряжение — деформация, нельзя не учитывать те внутрифазовые и фазовые превращения, которые могут быть обусловлены усилением диффузии атомов примесей при одновременном воздействии напряжений и температуры деформирования.

Как было указано во введении, пластическая деформация вызывает или стимулирует протекание в сплавах фазовых изменений (полиморфные превращения, распад твердых растворов, изменение степени порядка, новое расположение фаз, изменение их морфологии и т.д.), связанных как с бездиффузионными, так и с диффузионными перемещениями атомов. В свою очередь вызванные сдвигами при пластической деформации диффузионные процессы будут оказывать влияние на дальнейшее развитие пластической деформации. Это неизбежно должно вызывать аномальный ход кривых напряжение — деформация, особенно четко наблюдающийся при деформации метастабильных твердых растворов, в которых для существенных внутренних изменений достаточны небольшие диффузионные перемещения. К такого рода аномальным изменениям условий деформирования относится, в частности, явление «сверхпластичности», обнаруженное А.А. Бочваром с сотр.

Когда диффузионные процессы при деформировании метастабильных твердых растворов имеют направленный характер (движение атомов примесей в поле движущейся дислокации), происходит упрочнение в связи с торможением дислокаций. Это явление, близкое к эффекту «восходящей диффузии», обнаруженному и развитому С.Т. Конобеевским, в ряде случаев приводит к тому, что в процессе деформации при соответствующих температурах развиваются как бы начальные стадии старения. Когда диффузионная подвижность атомов позволяет получить определенную степень развития этих начальных стадий старения, наблюдается заметший эффект упрочнения (рис. 101). Естественно, что когда исходное состояние сплава стабильное, упрочнения не наблюдается, так как отсутствуют процессы распада твердого раствора под действием пластической деформации.

В.А. Павлов считает, что для всех сплавов наблюдается общий характер влияния примесей на величину деформирующих напряжений и их изменение с температурой (рис. 102) независимо от физических и химических свойств твердого раствора, входящих в него элементов, характера изменений упругих констант и статических искажений кристаллической решетки, вызванных атомами примеси. Основные закономерности: а) усиление температурной зависимости деформирующих напряжений при низких температурах под влиянием примесей: б) наличие максимума деформирующих напряжений при определенных температурах. Природа этого последнего явления только что обсуждалась: она связана с интенсификацией и направленностью диффузионных процессов под влиянием пластической деформации. Поэтому, естественно, что максимумы на кривых температурной зависимости деформирующих напряжений наблюдаются в стареющих сплавах, в сплавах с К-состоянием, а также вообще в упорядочивающихся сплавах.

Интерес к теплой деформации как к одной из перспективных схем формоизменения труднодеформируемых металлов и сплавов привел к развитию работ по изучению вида кривых напряжение — деформация в широком интервале температур и скоростей деформации (в частности, при использовании пластометра в опытах на сжатие). Естественно, что при обилии экспериментального материала оказалось возможным получить некоторые аналитические зависимости, с помощью которых можно описать разнообразные кривые напряжения — деформации. Рассчитаны коэффициенты, учитывающие влияние скорости деформации, деформационного упрочнения и температуры деформации.

Л.Д. Соколов предложил оценить влияние скорости деформации на деформационное упрочнение Kf (на примере алюминия, меди, цинка, олова и стали) двумя функциональными зависимостями:

которые решаются для определенной (заданной) скорости деформации е1. Уравнение (1) справедливо для условий, когда в ходе деформирования металлов нет рекристаллизации и

Уравнение (2) дано для условий, когда протекает рекристаллизация и

где Тv — есть гомологическая температура опыта; Ts — абсолютная температура плавления.

Константы b1, b2 и определяются для каждого данного металла и зависят от степени деформации е.

Место перегиба кривой для данной скорости деформации е1, построенной по функциональным зависимостям (1) и (2) (т. е. с учетом гомологической температуры), позволяет отделить область, в которой рекристаллизация отсутствует, от области, где рекристаллизация имеет место. Эта скорость деформации е1 в свою очередь зависит от температуры и степени деформации. Бюлер и Вагнеp на примере титана, циркония и их сплавов, предложили оценить деформационное упрочнение Kf от скорости деформации е другим уравнением:

где Kf0 — деформационное упрочнение при весьма малой скорости деформации; n — скоростной коэффициент, для которого зависимость от гомологической температуры описывается не прямой линией, как для коэффициентов n1 и n2 (по уравнениям 3 и 4), а имеет (как показали их эксперименты) параболический характер.

При графическом изображении кривых (lgn—lg0) для данной (параметрической) степени деформации ё четко различаются два отрезка прямой (рис. 103), для которых справедливы уравнения:

Место перегиба на кривой n=f(0) определяет начало рекристаллизации в процессе деформирования.

Приведенные экспериментальные кривые показывают, что с увеличением степени деформации е место перегиба смещается к низким температурам. В области диаграммы, находящейся ниже места перегиба, т. е. в области, где нет рекристаллизации, скоростной коэффициент n уменьшается с ростом е, и, наоборот, n растет вместе с увеличением е в области выше перегиба, т. е. в условиях, когда в ходе деформирования протекает рекристаллизация.

Дальнейшие исследования показали, что истинное значение скоростного коэффициента n ниже места перегиба является мерой скорости возврата и полигонизации, протекающей в ходе самой теплой деформации, а выше места перегиба — мерой скорости рекристаллизации, также протекающей в ходе деформирования. Численное значение коэффициента b' из уравнения (7) является мерой изменения скорости возврата и полигонизации, т. с. «ускорением отдыха», а коэффициент b" мерой изменения скорости рекристаллизации («ускорение рекристаллизации»).

Опыты по сжатию при различных температурах (в строго изотермических условиях) ряда свинцовых и цинковых сплавов позволили установить некоторые закономерности температурной зависимости деформирующих напряжений. Было показано, что легирование приводит к повышению сопротивления теплой деформации (при сжатии), обусловленного главным образом взаимодействием атомов примесей с дислокациями. Поэтому не было получено ожидаемой (исходя из прежних представлений) прямой зависимости между повышением сопротивления сжатия и разностью атомных радиусов примеси и основы (рис. 104). Ограничив максимальную степень сжатия S = H-h/H = 50% (отсутствие бочкообразности), оказалось возможным построить кривые деформационного упрочнения Zn, Al, Pb для различных температур, которые оказались однотипными. В качестве примера на рис. 105 приведены кривые для литого чистого цинка, стержни из которого отливали в подогретый до 100° С кокиль.

Возрастание сопротивления сжатию со степенью деформации (рис. 105,б) оказалось нелинейным, т. е o = ksn, где k — зависимый от температуры коэффициент, n — коэффициент упрочнения, который в данном случае меньше единицы. Зависимость от обратной температуры для всех исследованных степеней обжатия оказалась примерно линейной (экстраполяция дает удовлетворительную сходимость в точке плавления), но с изгибом прямой при степени сжатия 50% между 125—150°С, при 30% и температуре около 150° С (при степени сжатия 15%, перегиб на прямой проследить трудно). Эти точки, вернее интервалы перегиба, как показали дополнительные исследования, можно считать температурными областями перехода от холодной деформации к горячей. Сами же эти области являются температурами теплой деформации. При больших скоростях деформации при этих температурах можно еще наблюдать следы холодной деформации, при малых скоростях успевает проходить перераспределение дислокаций.

Температура, вернее область температур перехода от холодной к горячей деформации, отмечаемая по перегибу на кривых зависимости сопротивления сжатию от обратной температуры для чистых металлов, а также для сплавов — твердых растворов и эвтектических (рис. 106), должна, очевидно, находиться в определенной зависимости от температуры плавления. Однако величина относительной граничной температуры Т' = Тпл/Тперех определяется не только температурой плавления, но и сопротивлением деформации. Поэтому T для сплавов, как правило, выше, чем для чистого металла; Т' зависит также от характера легирующей примеси, определяющей изменение дислокационной структуры, формирующейся в результате деформации.