Дипломная работа: Зернинна структура металів
Рисунок 1.1 Залежність механічних властивостей від розміру зерна і щільності дислокацій
У роботі [5], показано, що результати розрахунку анізотропії пружних властивостей полікристалічної міді без обліку впливу границь зерен відхиляються від експериментальних даних на 6%. З цього можна припустити, що в досить дрібнозернистих матеріалах границі зерен можуть значно впливати на величину ефективного пружного модуля. Ефективні значення модулів пружності залежать від структури матеріалу, тому що пластична (додаткова) деформація залежить від дефектів структури.
Дослідження пружних властивостей субмікрокристалічної (СМК) - міді і нікелю показали, що формування в матеріалі цієї структури приводить до значного зниження значення модуля Юнга і модуля зрушення. Відпал СМК-зразків, що викликає повернення структури і ріст зерен, приводить до різкого повернення пружних властивостей при досягненні середнього розміру зерна близько 0,5 мкм. Це різке повернення корелює з переходом границь зерен з нерівноважного стану в рівноважне.
Таким чином, чим менше розмір зерна, а також більш нерівноважні границі, тим вище у зразків внутрішнє тертя при малих амплітудах деформації і властивості міцності і тим нижче пружність.
Розходження в міцності чистих металів і сплавів в залежності від їхнього структурного стану (монокристал, полікристал, нанокристал і т.п.) виникає через особливості деформаційних процесів, що протікають при навантажені в матеріалі з різними дефектами структури. В даний час теорія дислокацій найбільше повно пояснює причини формування властивостей міцності матеріалів.
Існує зв'язок між напругою текучості й основних параметрів структури. Напруга деформування монокристала в загальному випадку складається із суми напруги тертя гратки σ0 , напруги полів дислокацій, що лежать у площині ковзання σд , напруги, що виникає за рахунок взаємодії дислокацій з атомами домішки σр і напруги, що виникає за рахунок взаємодії дислокацій з частками фази σф .
σ =σ0 +σд +σр +σф
У випадку полікристала до перерахованим вище доданків додається напруга, що враховує зміцнення від розміру зерна σз .
σ =σ0 +σд +σр +σф + σз
де σз - функція від розміру зерна d, що має вид k*∙bGd-1/2 , де коефіцієнт k=k*∙bG визначає опір границі зерна дислокації, що рухається. Тобто такий зв'язок звичайно добре описується за допомогою співвідношення Холла-Петча: σs =σ0 + k*∙bGd-1/2 , де σs - границя текучості. Закон Холла-Петча виявляється справедливий не тільки для полікристалів з розміром зерен від 100 до 0,1 мкм.
Властивості міцності субмікро- і нанокристалічних матеріалів визначаються в основному розміром зерна d і станом границь зерен. Границя текучості субмікро- і нанокристалічного матеріалу істотно залежить від способу одержання як нанокристалічного, так і вихідного (крупнозерневого стану). Наприклад, при зменшенні розміру d від 1500 до 5 нм в чистих металах і сплавах мікротвердість Н може збільшитися від 2 до 6 разів [7]. Межа текучості σ0,2 і межа міцності σв нанокристалічних металів також зростають у порівнянні з крупнозерневим станом. При цьому низькотемпературна пластичність d зменшується.
Межа текучості субмікро- і нанокристаллічних матеріалів, як і для звичайних матеріалів, залежить від умов деформування. В даний час маються поки нечисленні дані про межу текучості в субмікро- і нанокристалічних матеріалів і її залежність від розміру нанозерна. Однак дані про границю текучості для ряду субмікро- і нанокристалічних матеріалів дозволяють зробити припущення, що і для залежності межи текучості від розміру зерна при наближенні до нижньої границі розмірів нанозерен закон Холла-Петча не виконується. В інтервалі значень розмірів субмікро- і нанозерен від 140 до 30 нм закон Холла-Петча справедливий і для субмікро- і нанокристалічних матеріалів з виправленням на зміну значення коефіцієнта k при переході від однієї температури і швидкості іспиту до інших.
Таким чином, зміна значення показника ступеня в розмірі зерна допускає інверсію закону Холла-Петча.
Розглянуто вплив розміру зерна на повзучість матеріалу. Повзучість - це пластична деформація, що відбувається при постійній температурі і постійній напрузі (постійному навантаженню) у залежності від часу. Залежність такої деформації від часу, представляється логарифмічно і називається кривою повзучості. Вона характеризується стадією несталої повзучості, стадією сталої повзучості і третьою стадією, що завершується руйнуванням. Підвищення температури іспиту і зменшення розміру зерна приводить до збільшення швидкості на стадії сталої повзучості. Довжина стадії сталої повзучості при цьому в нанокристалічених і субмікрокристалічних матеріалах може з підвищенням температури іспиту збільшитися, при тому що при одній і тій же температурі іспиту в субмікрокристалічному стані довжина сталої стадії повзучості зменшується в порівнянні з довжиною сталої стадії повзучості крупнозернистого матеріалу. У крупнозернистих матеріалах швидкість сталої повзучості визначається ковзанням і переповзанням дислокацій, тоді як у субмікро- і нанокристалічних матеріалах додатково з'являється вплив процесу зерневограничного дифузійного масопереносу.
Розглянуто магнітні властивості різних матеріалів. Коерцитивна сила залежить від змісту домішок, внутрішніх пружних перекручувань і розміру зерна. Ефект впливу розміру часток фази в сталях і сплавах на їх коерцитивну силу відомий в інтервалі зміни розміру зерна від 10 мкм і вище. Коерцитивна сила змінюється немонотонно (спочатку збільшується, а потім зменшується зі збільшенням розміру часток фази). З появою металів, сплавів і керамік з розміром зерен чи часток <1 мкм були проведені дослідження величини Нс від розміру часток з яких можна зробити однозначний висновок: коерцитивна сила в області кімнатних температур зменшується зі зменшенням розміру зерен. При температурах нижче 25К залежність Нс від розміру зерна міняється на зворотну Нс=f(d-1 ).
Формування субмікро- і нанокристалічної структури також приводить до підвищення її електроопору [6].
1.2 Закономірності формування зернинної структури в металевих матеріалах з розплаву і при кристалізації з парової фази
В даний час існує багато різних способів управління зернинною структурою, однак найбільше поширення одержали кристалізація з розплаву і кристалізація з парової фази.
Процес утворення кристалів у металевих матеріалах з розплаву полягає в зародженні центрів кристалізації і наступному їхньому росту. У процесі кристалізації, поки кристал оточений рідиною, він часто має правильне огранювання, але при зіткненні і зрощенні кристалів їхня правильна форма порушується, зовнішня форма кристала виявляється залежною від умов зіткнення зростаючих кристалів, тобто після закінчення процесу кристалізації зерна будуть мати неправильне зовнішнє огранювання.
Кристалізація може відбуватися при переохолодженні, коли з'являється термодинамічний стимул перетворення. Чим більше ступінь переохолодження, тим більше стає центрів кристалізації, а, отже, це приводить до утворення дрібнозернистої структури. Однак регулювати розмір зерна швидкістю охолодження не завжди можливо, тому широко застосовується модифікування, що приводить до змушеної кристалізації. При введенні домішок у розплав у кількості практично що не змінює його хімічний склад і утворюючих штучні центри кристалізації, змінюється кінетика виникнення центрів кристалізації і швидкість їхнього росту.
Також розмір зерна регулюють впливом зовнішніх силових полів на систему, що кристалізується, зокрема на топологію поверхні розділу рідкої і твердої фаз.
Ці способи дозволяють одержати дрібнозернистої вихідну литу структуру.
Треба зазначити, що основним способом регулювання розміру зерна в сталях є введення легуючих елементів - інгібіторів росту зерна, наприклад алюмінію, ніобію, титана. Ці елементи утворять стабільні при високих температурах нагрівання карбіди, нітриди і карбонітриди. У структурі сталей з карбідо- і нітридоутворюючими елементами при переході через критичну точку Ас3 містяться відповідні карбіди і нітриди, що впливають при утворенні нових зерен аустеніту. Це приводить до утворення більш дрібного зерна, чим у сталі, що не містить спеціальних карбідних і нітридних фаз. Крім того, зазначені фази є "бар'єрами", що гальмують ріст зерен аустеніту при подальшому його нагріванні аж до температур розчинення цих фаз в аустеніті. Таким чином, у сталі після звичайної термічної обробки можна одержати розмір зерна порядку 8-10-го номера за ГОСТ 5639-82.
Ще одним ефективним способом здрібнювання зерна є проведення багаторазових циклів швидкого нагрівання (аустенізації) і охолодження. Цього способу, що одержав у даний час назву "термообробка зі швидким нагріванням" чи "термоциклювання", може бути застосовано до всіх сталей, у яких відбувається α γ-перетворення, і може бути також використано для інших сплавів, перетворення в який близько по своїх характеристиках до перетворення в сталі. У такий спосіб досягається здрібнювання зерна до 17-го номера (діаметр зерна 2-3 мкм). Основними факторами, що впливають на ступінь здрібнювання зерна при термоциклюванні, є: а) хімічний склад сталі; б) вихідна мікроструктура; в) швидкість нагрівання; г) максимальна температура нагрівання; д) тривалість витримки при температурі вище точки Ас3 ; е) число циклів нагрів–охолодження, якщо сталь піддавалася гартуванню.
У більшості конструкційних матеріалів регулювати структуру, що формується, можна в процесі розвитку рекристалізаційних і деформаційних процесів.
При рекристалізаційних процесах зернинна структура матеріалу залежить від того, на якій стадії рекристалізації зупинений відпал. Формування структури при первинній рекристалізації починається з утворення в деформованій матриці зародків - вільних від дислокацій ділянок, оточених великокутовими границями. Основне питання теорії зародкоутворення - який механізм утворення таких ділянок - у даний час не має загальноприйнятого рішення [3,10]. Запропоновані моделі зародкоутворення при первинній рекристалізації звичайно припускають, що зародки нових зерен утворяться поблизу вихідних великокутових границь за рахунок перегрупування внутрішньозеренних ґраткових дислокацій, накопичених при попередній пластичній деформації. Тим часом утворення нових зерен з великокутовими границями може відбуватися без участі внутризерневих дислокацій у процесі так називаного розщеплення границь. Незалежно від механізму утворення зародків міграція з границь до взаємного зіткнення призводить до формування рекристалізаційної структури. Таким чином, границі зерен у матеріалі, що перетерпів первинну рекристалізацію, утворені внаслідок зустрічі зростаючих зародків. Взаємні разорієнтировки зерен у цьому випадку визначаються орієнтуванням зародків у деформованій матриці. При великому числі центрів, фіксуючи початкові стадії рекристалізації, можна одержати ультрадрібнозернисту структуру з розміром зерен у декілька мікрон. На подальших стадіях рекристалізації укрупнення зерен відбувається за рахунок міграції границь. У процесі структуроутворення при відпалі важливу роль грає не тільки прагнення до термодинамічної рівноваги, але і кінетичні фактори: відмінна рухливість різних границь, закріпленість їх домішками і виділеннями.
При деформаційних процесах формування границь зерен варто розглядати у двох температурних інтервалах. Утворення нових границь зерен при низьких температурах (<0,3-0,4 ТПЛ ) відбувається при відносно великих ступенях деформації (більш 0,2-0,4). Спочатку вони являють собою обірвані границі одиночні, або у виді мультипольних конфігурацій. Формування суцільної сітки границь зерен, тобто фрагментація структури відбувається насамперед в області, безпосередньо пов'язаній з вихідними границями зерен. Тільки при великих ступенях деформації фрагментація охоплює весь зразок.
У високотемпературному інтервалі формування границь зерен зв'язано з розвитком рекристалізаційних процесів безпосередньо при деформації. Динамічна рекристалізація може розвиватися в матеріалах, що представляють у вихідному стані як моно-, так і полікристали. Однак у полікристалах її розвиток значно полегшується. Це обумовлено більш інтенсивною пластичною деформацією поблизу границь зерен, а також тим фактом, що вихідні границі можуть мігрувати, прискорюючи процеси рекристалізації.
Таким чином, слід зазначити, що звичайно структура реального кристала формується в результаті багатьох деформаційних і термічних обробок, що змінюють не тільки морфологію і розмір зерен, але і структуру границь [2].