Характеристика реального металла

Расчетами теоретической прочности металлов, основанными на классической теории, представляющей металл идеально построенным конгломератом, в котором атомы занимают строго определенные места в кристаллических решетках, показано, что реальная прочность металлов в десятки и сотни раз ниже теоретической.

Прочность технически чистого металла составляет 250-300 МПа тогда как теоретическая прочность ее должна быть порядка 15000 МПа.

Причиной такого снижения прочности является отклонение порядка расположения атомов в кристаллических решетках металла от идеального расположения, рассмотренного выше. Реальный металл всегда не является идеально чистым и присутствующие в металле примеси, даже в очень небольших количествах, приводят к появлению дефектов кристаллического строения металла. Физические нарушения (дефекты) твердых металлов, обусловлены отклонением от правильного идеального расположения атомов в решетке металлов.

Даже идеально построенный единичный монокристалл имеет дефекты, т.к. он имеет грани. В силу поверхностного натяжения решетка на поверхности металла и в прилегающих участках оказывается искаженной. Еще более искаженными оказываются решетки поликристаллических тел в зонах границ зерен. Границы зерен один из видов дефектов кристаллического строения.

Более тонкими нарушениями кристаллического строения является субзеренная структура металлов. Если идеально построенный монокристалл или кристаллит поликристалла можно представить в виде идеальной сетки, то фактическая кристаллографическая ориентировка в зернах идеального кристалла отличается от идеальной, образуя так называемую субзеренную структуру зерна (рисунок 1.13).

Рисунок 1.13. Схема субзеренного строения зерна.

Участки с одинаковой ориентировкой называются здесь субзернами. Они ориентированы относительно друг друга на очень небольшой угол (порядка нескольких угловых секунд или минут). Размеры субзерен 10^-4-10^-5 см. Границы между субзернами являются дефектами кристаллографического строения и называются субзеренными границами. Границы зерен и субзеренные границы относятся к поверхностным (двухмерным) дефектам.

Включения вторых фаз в сплаве, а также микропоры представляют собой класс объемных (трехмерных) дефектов.

Эти дефекты оказывают значительное влияние на механические и физические свойства металлов и сплавов, однако, решающее значение в этом отношении имеют точечные (нульмерные) и линейные (одномерные) дефекты.

Рисунок 1.14. Схема точечных дефектов в атомном строении металлов: а - вакансия; б - дислоцированный атом

К точечным дефектам относятся вакансии и дислоцированные атомы (рисунок 1.14). Вакансии и междоузельные атомы играют решающую роль в процессах диффузии, но могут влиять и на механические свойства. Наличие вакансий в решетке сообщает атомами подвижность, т.е. позволяет им перемещаться в процессах диффузии и самодиффузии в металлах и сплавах.

Вакансия образуется путем выхода атома, находящегося в верхней атомной плоскости кристалла на поверхность, вследствие чего образуется вакансия на поверхностном слое, в которую может перейти любой из соседних атомов, образуя новую вакансию и т.д. Таким образом, путем перескока атома на место существующей вакансии, она перемещается в объеме кристалла, сообщая атомам необходимую в процессах диффузии подвижность. Количество вакансий в каждом металле является величиной строго определенной, зависящей от температуры.

Дислоцированные атомы образуются в результате перескоков из своего регулярного положения в ближайшее междоузлие. Эти перескоки могут осуществляться в результате локальных повышений температуры и напряжений, сообщающих отдельным атомам энергию, повышающую среднюю тепловую энергию всех атомов. Вероятность образования дислоцированных атомов по сравнению с вакансиями значительно меньше, поэтому и концентрация дислоцированных атомов всегда значительно меньше, чем вакансий. При наличии в сплаве обоих типов точечных дефектов может происходить их взаимодействие, в результате которого уменьшается число дефектов решетки.

К линейным дефектам относятся дислокации. Отличают два основных вида линейных несовершенств: краевые и винтовые дислокации.

Краевые дислокации в кристалле возникают в том случае, если часть кристалла по всей плоскости скольжения под действием напряжений сдвигается относительно другой его части на некоторую величину, соизмеримую с межатомным расстоянием или его частью (рисунок 1.15).

Рисунок 1.15. Схема образования краевой дислокации

После появления дислокации продолжение длительности действия напряжений приводит к перемещению краевой дислокации в плоскости скольжения в направлении действия напряжения, называемого вектором сдвига. Графически краевая дислокация представляет собой структурное несовершенство кристаллической решетки, вызванное в ней присутствием в ней "лишней" атомной полуплоскости (экстраплоскости). Эта плоскость перпендикулярна плоскости рисунка. Область, находящаяся вблизи края экстраплоскости называется ядром дислокации. В ядре дислокации наблюдается наибольшее искажение кристаллической решетки: выше кромки экстраплоскости решетка оказывается сжатой, ниже - растянутой, а по бокам сдвинутой. Длина линии дислокации в плоскости перпендикулярной рисунку имеет тот же порядок, что макроскопические размеры кристалла. Часто дислокации распространяются через весь кристалл. Поперечные размеры дислокации весьма малы (в радиусе порядка десяти межатомных расстояний).

Краевые дислокации различают положительные, если сдвигается верхняя часть кристалла и отрицательные, если сдвигается его нижняя часть (рисунок 1.16).

Рисунок 1.16. Положительная и отрицательная краевые дислокации в кристалле

Взаимодействие разноименных дислокаций, сдвигающихся в одной плоскости скольжения, может приводить к аннигиляции дислокаций, к изменению количества дефектов решетки.

Основными характеристиками дислокаций являются:

a) вектор сдвига, называемый вектором Бюргерса,

b) направление линии дислокации.

Вектор Бюргерса является основной количественной энергетической характеристикой дислокации. Вектор Бюргерса с одной стороны выражает способность дислокации при своем движении вызвать пластический сдвиг данной величины и направления и, с другой стороны, является мерой искаженности кристаллической решетки, содержащей дислокацию. Линия краевой дислокации перпендикулярна вектору сдвига. И, следовательно, образующаяся в металле под действием возникающих внутренних напряжений краевая дислокация может двигаться параллельно самой себе в плоскости скольжения в направлении, перпендикулярном линии дислокации.

Винтовая дислокация образуется при сдвиге одной части кристалла относительно другой не одновременно по всей плоскости скольжения (рисунок 1.17). В этом случае наиболее искаженную кристаллическую решетку получают микрообъемы металла на линии, параллельной вектору сдвига. При этом вокруг этой линии атомные плоскости оказываются изогнутыми по винтовой линии.

Радиус воздействия дислокации на эти плоскости находится в пределах нескольких десятков межатомных расстояний.

У винтовой дислокации, в отличие от краевой, линия дислокации параллельна вектору Бюргерса, а направление перемещения дислокации - перпендикулярно ему. Винтовые дислокации также могут иметь разные знаки, в этом случае они называются правой и левой дислокаций. При встрече разноименных винтовых дислокаций может иметь место их аннигиляция.

Рисунок 1.17. Сравнение краевой (а) и винтовой (б) дислокаций

Как винтовая, так и краевая дислокации в идеальном случае являются прямолинейными несовершенствами. Однако в реальном металле могут иметь место криволинейные дислокации, составленные из нескольких краевых и винтовых дислокаций. Такая дислокация называется смешанной.

Для чего необходимо знание дефектов кристаллического строения и, конкретно, дислокаций для специалистов различных специальностей? Оказывается, что дислокации принимают непосредственное участие во всех структурных и фазовых превращениях в металлах и сплавах и оказывают значительное влияние на их свойства. Тщательное изучение субзеренных границ и границ зерна показывает, что они являются скоплениями несовершенств кристаллического строения, и в наибольшей степени дислокаций (рисунок 1.18).

Рисунок 1.18. Схема субзеренной границы

На рисунке приведена схема субзеренной границы, составленной из краевых дислокаций. Видно, что воздействуя каким-либо образом на количество дислокаций можно увеличить степень разориентировки субзерен, уменьшить их размеры или размер зерна, тем самым оказывая непосредственное влияние на физико-механические свойства металлов и сплавов. Управляя механизмом перемещения дислокаций в металлах, воздействую на их подвижность, можно вызывать упрочнение или разупрочнение сплавов. С другой стороны, количество дислокаций в материале, их взаимодействие и распределение определяет поведение материала в изделии под действием эксплуатационных нагрузок и температурных воздействий. Выходы дислокаций на поверхность кристалла и внешнюю поверхность изделия повышают химическую активность материала, снижают его коррозионную стойкость. Дислокации являются катализаторами выделения избыточных фаз в сплавах, воздействуя на процессы распада пересыщенных твердых растворов и иные процессы фазовых превращений.

Рассмотренные дефекты кристаллической решетки, как мы видим, приводят к ее искажениям. Эти искажения вызывают рост энергии кристалла. Обычно эту добавочную энергию условно выражают в виде напряжений. Согласно классификации внутренних напряжений, предложенной Н.Н. Давиденковым, их классифицируют как напряжения I, II, и III рода. К микронапряжениям II рода относятся остаточные напряжения, уравновешивающиеся в объемах отдельных зерен или субзерен. Эти напряжения возникают в результате наличия средней деформации кристаллических решеток, составляющих объемы соответствующих зерен или субзерен. Наличие напряжений II рода приводит к размытию рентгеновских линий на рентгенограмме. Величина размытия линий определяет величину напряжений II рода.

К микронапряжениям III рода относят остаточные напряжения, возникающие в результате отклонений атомов в кристаллической решетке от идеального положения вокруг единичных дефектов кристаллической решетки (точечных или линейных). Эти напряжения уравновешиваются в объемах с радиусом, соизмеримым с одним или несколькими межатомными расстояниями в кристаллической решетке.

Основная масса микронапряжений сосредоточена в пограничных зонах: по границам блоков, кристаллов, а также в зонах кристаллов, в которых наблюдается повышенная плотность дислокаций.

Напряжения I рода - макроскопические, возникающие в результате наиболее грубых дефектов в металлах. Эти напряжения уравновешиваются в объемах, соизмеримых с объемом тела или его макроскопических зон. Наиболее ответственными за изменение физико-механических свойств металлов и сплавов являются напряжения II и III рода, и в первую очередь III рода, тогда как макронапряжения (I рода) отвечают за способность изделий надежно работать без разрушения в условиях эксплуатации под действием динамических нагрузок, усталостного разрушения и в иных сложных ситуациях.

Глава 2

ПРОЦЕССЫ КРИСТАЛЛИЗАЦИИ

Кристаллизация металлов и сплавов – это процесс, который во многом определяет строение и свойства готовой металлопродукции, поскольку от условия получения литой структуры слитка или отливки зависит содержание в них легирующих компонентов и примесей, наличие в них пор и раковин, степень завершенности структурных и фазовых превращений после затвердевания.

На формирование литой структуры влияет строение и свойства металлической жидкости, температура ее перегрева перед кристаллизацией, степень ее загрязненности примесями и другие ее характеристики.

Строение жидкости

Наибольшим количеством дефектов решетки обладают жидкие металлы. Еще недавно полагали, что в жидком состоянии атомы металла располагаются хаотически. Это приводило к отождествлению жидкого металла с газообразным состоянием.

Однако на основании проведения тонких методов исследования жидких металлов было показано, что строение жидкого металла гораздо ближе к твердому состоянию, чем к газу. В жидком состоянии, как и в твердом металле, наблюдается тенденция к правильному расположению атомов. Каждый атом окружен определенным числом ближайших атомов, зависящих от природы металла и температуры. Однако вследствие интенсивного теплового движения часть атомов теряется данной группой атомов (кластер) и присоединяется к другой, причем процесс обмена атомами между группами протекает непрерывно, а ориентация групп атомов в пространстве непрерывно изменяется и не подчиняется каким-либо закономерностям.

При плавлении металла происходит заметное увеличение объема (на 2-6%). Однако этот рост не является следствием только равномерного увеличения междуатомных расстояний. Как указывает Я.И. Френкель, жидкость состоит из областей, которые имеют порядок относительно близкий к имеющемуся в твердом теле, и расширенных областей, т.е. разрывов или трещинок, которые возникают то здесь, то там и сразу же залечиваются.

Такое разделение всего объема жидкого металла на группы и геометрически правильное строение внутри них называют термином - ближний порядок. Регулярное расположение атомов во всем объеме металла, присущее твердому телу, называется дальним порядком.

Таким образом, при оценке характера состояния дефектов кристаллического строения расплавленных металлов, можно говорить о том, что в жидкости сохраняется только ближний порядок, а дальний порядок нарушается полностью в процессе плавления.