- •Основные понятия о разрушении металлов и сплавов
- •Контрольные вопросы
- •Дислокационные модели процесса разрушения
- •Переход от хрупкого разрушения к вязкому
- •Вязкое разрушение
- •Влияние различных факторов на характер вязкого разрушения
- •О критериях пластического разрушения
- •Тема № 3.
- •Текстуры деформации
- •1. Общие представления, классификация текстур
- •5. Анизотропия основных свойств текстурованных материалов
- •3. Общие принципы влияния напряженно-деформированного состояния на тип текстуры деформации
- •4. Влияние условий деформации, кристаллохимической природы материала и легирования на конкретный тип текстур деформации
- •1. Основные теории формирования текстур рекристаллизации
- •2. Основные типы текстурных изменений при рекристаллизации
- •Сверхпластичность и возможности ее использования при обработке металлов давлением
- •1. Основные параметры, характеризующие пластическую деформацию в условиях сверхпластичности
- •2. Влияние условий деформации, микроструктуры и состава на сверхпластичность и основные параметры процесса
- •3. Основные особенности атомного механизма сверхпластичности
- •4. Практическое использование сверхпластичности при обработке металлов давлением
- •1. Введение: сущность и виды термомеханической обработки
- •2. Структурные превращения при тмо
- •3.Влияние термомеханической обработки на свойства металлов и сплавов
- •4.Области применения тмо
- •1.Общая характеристика неметаллических включений.
- •2.Технологическая пластичность стали с неметаллическими включениями
- •3.Основные понятия о разрушении металлов и сплавов
- •Внутренние дефекты горячекатанных заготовок
- •1.Основные группы дефектов, их характерные признаки, расположение и закономерности трансформации
- •2. Внутренние дефекты горячекатанных заготовок:
3. Общие принципы влияния напряженно-деформированного состояния на тип текстуры деформации
Количество факторов, определяющих тип текстуры, формирующейся в данном теле при наложении на него внешнего силового поля, будет различным в зависимости от того, как ведет себя это тело по отношению к силовому полю — как сплошная изотропная среда (континуум) или как среда, в которой возможны только определенные дискретные перемещения (дисконтинуум). Примером последнего является текстурирование кристаллических тел при пластической деформации, которая реализуется движением дислокации по определенным кристаллографическим плоскостям и направлениям.
Общим для всех случаев является то, что симметрия, характерная для данной текстуры, определяется симметрией внешнего поля. Если внешнее воздействие имеет сложный характер и представляет собой совокупность нескольких элементарных воздействий с разной симметрией, то симметрия среды, возникшая в результате такого воздействия, определяется, исходя из принципа суперпозии групп симметрии, впервые предложенного Кюри.
Под группой симметрии (по терминологии, принятой в кристаллографии, — точечной группой) понимают совокупность минимального числа элементов симметрии, характеризующих данный класс симметрии.
Перед тем как пояснить это примером, напомним символы, с помощью которых обозначаются наиболее важные элементы симметрии. Цифры 1, 2, 3, 4, 6 и символ бесконечности ∞ означают оси симметрии. При этом номер оси (число) показывает, сколько раз за один полный оборот вокруг данной оси симметрии возникает состояние, совпадающее с исходным (до вращения). Те же цифры, но с черточками над ними указывают на зеркально поворотные оси. Буквой m обозначают плоскость симметрии. Точка между символами элементов симметрии означает параллельность последних, двоеточие — перпендикулярность, косой штрих — наклон их друг к другу. В символ группы симметрии (точечной группы) входит только минимальное число элементов симметрии, достаточное для обозначения соответствующего класса симметрии. Так, симметрия сдвоенного конуса обозначается символом ∞: m, хотя, кроме оси ∞-го порядка и перпендикулярной ей плоскости симметрии, фигура включает еще и центр симметрии.
Наиболее распространенными ориентирующими видами внешнего воздействия на материалы являются механические воздействия, а также воздействие электрическим и магнитным полями.
Как показал еще П. Кюри, симметрия электрического поля описывается группой ∞•m (геометрический аналог — покоящийся конус), а магнитного поля ∞:m (вращающийся цилиндр). Поля механических напряжений, создаваемых при наиболее распространённых видах обработки давлением (прокатка, прессование, волочение, штамповка), описываются в общем случае симметричным тензором 2-го ранга. По своей симметрии они могут быть отнесены к одной из трех следующих групп: ∞/∞•m; m•∞; m и m•2:m. Поля напряжений, возникающие в случае одноосной деформации (прессованием, волочением и т.п.), принадлежат к симметрии m•∞:m, при этом одно или несколько кристаллографических направлений ориентируются вдоль осей сжатия или растяжения (аксиальные текстуры). Поля напряжений при прокатке приводят к симметрии m•2:m, т.е. в этом случае определенные кристаллографические плоскости совпадают с плоскостью прокатки, а кристаллографические направления — с направлением прокатки.
Деформация кручением приводит к текстуре ∞:2.
Принцип суперпозиции групп симметрии можно проиллюстрировать следующими примерами:
а) прессование деталей из феррита бария, имеющего гексагональную решетку (симметрия механического воздействия m•∞:m), ведется с наложением магнитного поля, направленного вдоль оси прессования (симметрия ∞:m). В результате такого сложного воздействия суперпозия групп симметрии приводит к тому, что плоскость базиса {0001} устанавливается параллельно оси прессования;
б) если из прокатанного листа (симметрия m•2:m) вырезать узкие пластинки, произвольно ориентированные относительно оси второго порядка (2), и затем эти пластинки подвергнуть волочению, то симметрия в полученных проволочных образцах будет равна 2:m. Последующая деформация кручением этих проволочек снизит симметрию до одной оси 2.
Однако симметрия текстуры при всей ее важности — только первая, самая общая ее характеристика. Совершенно очевидно, что одной и той же симметрией текстуры может обладать бесконечное множество конкретных текстур, причем не только многокомпонентных, но и однокомпонентных. Это хорошо видно из полюсных фигур прокатанных металлов, приведенных на рис. 162, 163. Все они удовлетворяют симметрии m•2:m, хотя конкретные типы текстур у них совершенно различны.
Реально это обусловлено различием в типе и числе действующих систем скольжения при данных условиях внешнего воздействия, т. е. связано с дискретным характером возможных атомных перемещений в данном теле, вследствие которого оно ведет себя как дисконтинуум. Это поведение в свою очередь зависит от большого числа факторов, в том числе типа решетки, энергии дефектов упаковки, фазового состава, ориентировки внешних сил относительно систем скольжения и др.
Таким образом, необходимо отдавать себе отчет в ограниченности симметрийного анализа текстур. Он дает информацию только о симметрии текстуры, в том числе и многокомпонентной, но не указывает на конкретный тип текстур, а следовательно, и конкретные угловые соотношения, характеризующие данную анизотропию, как в кристаллографическом отношении, так и в отношении анизотропии свойств, не дает сведений и о доле разных текстурных компонент и т. д.
Вместе с тем симметрия воздействия, несомненно, определяет, если можно так выразиться, макроскопическую анизотропию свойств и структуры, что весьма важно.
Схема напряженно-деформированного состояния ответственна за изменение формы образца независимо от конкретного кристаллического строения материала.
При деформации поликристаллов отдельные кристаллиты подвергаются такому же формоизменению, как и весь образец в целом. Кристаллическое строение деформированного вещества проявляется в том, что наряду с обоснованным изменением его внешней формы закономерно изменяется ориентировка кристаллической решетки. Это изменение связано с симметрией напряженно-деформированного состояния и, в конечном итоге, приводит к тому, что параллельно направлению внешних деформирующих сил устанавливается определенная кристаллографическая плоскость и (или) кристаллографическое направление.
В гл. II отмечалось, что кристаллографическое направление сдвига при растяжении монокристаллов поворачивается по мере увеличения степени деформации в направлении к оси растяжения до совпадения с ней (при больших степенях деформации), а при сжатии — до совпадения с плоскостью, нормальной к направлению сжатия. Существенно, что после того, как определяется конечная устойчивая ориентация, она не изменяется под влиянием дальнейшей деформации.
Направлением сдвига является одно из направлений скольжения, входящих в свойственные данному типу кристаллической решетки системы скольжения.
Покажем роль типа решетки и симметрии напряженно-деформированного состояния на формирование некоторых текстур.
Аксиальная текстура. Основной системой скольжения в о.ц.к. металлах является система {110} <111>. В любой из плоскостей типа {110} имеется по два равноправных направления из семейства <111> (рис. 166), которые являются направлениями сдвига в о.ц.к. решетках. В силу симметрии напряженно-деформированного состояния скольжение по этим двум направлениям, например [111] и [111] на рис. 166, эквивалентно скольжению в направлении их равнодействующей. Поэтому оба указанных направления должны в состоянии устойчивой ориентации расположиться симметрично относительно оси проволоки (направления внешней деформирующей силы). Это требование будет удовлетворено, если вдоль направления оси проволоки расположится одно из двух кристаллографических направлений типа <100> или типа <110>. Для случая, показанного на рис. 166, это [001] и [110]. Практически реализуется направление <110>, так как угол между ним и направлением <111> (угол на рис. 166) меньше, чем между <100> и <111> (угол ).
Рис.
166. Схема, поясняющая уста, новлсние
направления <110> параллельно оси
аксиальной текстуры волочения у
металлов с о.ц.к. решеткой
Рис.
167. Схема, поясняющая установление
направления <111> параллельно оси
аксиальной текстуры у металлов с г.ц.к.
решеткой
Аналогично в г. ц. к. металлах, где система скольжения {111} <110>, три направления скольжения типа <110> расположены симметрично относительно направления типа <111>, как показано на рис. 167. Равнодействующей при скольжении вдоль этих трех направлений будет направление типа <111>, которое и должно устанавливаться вдоль проволоки.
При определенных условиях в г.ц.к. металлах может образоваться и аксиальная текстура <100>.
Текстура прокатки. Сложную деформацию прокаткой можно представить условно как наложение двух простых схем — растяжения вдоль оси прокатки и сжатия в направлении, перпендикулярном поверхности образца.
В скольжении при сжатии вследствие симметрии кубической решетки участвуют пары равноправных взаимно перпендикулярных плоскостей из семейства {11О}. Скольжение каждой из этих плоскостей, может идти вдоль двух направлений типа <111>, результирующим для которых является направление <100>.
Для пары равноправных плоскостей типа {110} скольжение идет вдоль взаимно перпендикулярных направлений <100>. Но это значит, что скольжение должно идти по плоскости, содержащей два направления из семейства <100> и одно из <110>. Таким требованиям удовлетворяет плоскость типа {100}, которая и должна располагаться перпендикулярно направлению сжатия.
Приведенные условия должны способствовать установлению при прокатке стабильной текстуры {001} <110>, которая наблюдается в металлах с о.ц.к. решеткой.
В работах Б. В. Молотилова с сотр. систематически проверялось, как изменяется при прокатке ориентировка монокристаллов Fe+3,5%Si, имевших до прокатки различную исходную ориентировку. Оказалось, что единственной исходной ориентировкой, не изменяющейся при деформации, является {001} <011>. В нее же при прокатке переходят и многие кристаллы с иной исходной ориентировкой.
Ясно, что переход от данной исходной ориентировки к конечной (стабильной) происходит через ряд промежуточных положений. Характер и последовательность этого перехода зависят, кроме типа решетки, от исходной ориентировки и схемы напряженно-деформированного состояния. Как следует из данных, приведенных в гл. II, от этих факторов зависят последовательность включения в процесс пластической деформации различных систем скольжения и, как следствие этого, переориентировка.
Как показали многочисленные исследования, для заметной переориентировки решетки должно действовать несколько систем скольжения. На рис. 168, взятом из работы Боаса и Шмида, показано изменение кристаллографического направления, располагающегося вдоль оси растяжения (сжатия) в ходе деформации г.ц.к. металлов. В зависимости от исходной ориентировки можно выделить четыре области, в которых действуют разные системы скольжения. В зависимости от исходной ориентировки при растяжении получаются конечные ориентировки <111> (области а и с) или <100> (области b и d).
При сжатии (ориентировки меняются в направлении, обратном показанному стрелками) конечной ориентировкой для всех исходных ориентировок является направление <110>.
Рис.
168. Изменение кристаллографического
направления, располагающегося вдоль
оси растяжения в ходе деформации г.
ц. к. металлов (схема)
Пластическая деформация поликристаллов вносит дополнительные весьма осложняющие факторы.
Во-первых, они связаны с тем, что из-за различной исходной ориентировки кристаллитов число и тип действующих систем скольжения и соответственно последовательность переориентировки происходят в них по разному. Уже только вследствие этого в ходе деформации всегда существует многокомпонентная текстура, число компонентов в которой при значительных степенях деформации начинает заметно уменьшаться.
Картина несколько меняется, если металл в исходном (до данной деформации) состоянии текстурован.
Во-вторых, осложняющим обстоятельством является наличие границ зерен. Усложнение условий деформации и дислокационной структуры, связанное с границами, рассмотрено в гл. II. Здесь лишь отметим, что приграничные области из-за большей турбулентности скольжения, как правило, характеризуются иными ориентировками, чем внутренние объемы кристаллитов, и большим рассеянием текстуры по сравнению с тем, которая диктуется схемой напряженно-деформированного состояния.