Дислокационной структуре

Поскольку развитие коррозионной усталости в нержавеющих сталях связано с чередующимися процессами локальной активации — депассивации — репассивации металла, в качестве изучаемой электрохимической характеристики был выбран потенциал нарушения пассивного состояния. Действительно, максимальный меха-нохимический эффект проявляется тогда, когда площадь растворения металла ограничена областью наибольшей деформационной активации металла. Такие условия как раз возникают в случае деформирования нержавеющих сталей, в которых активное растворение происходит с локальных участков в местах выхода плоскостей скольжения, тогда как остальная поверхность металла остается запассивированной [36]. Повышенная химическая активность дислокаций в местах выхода плоскостей скольжения приводит к уменьшению потенциала пробоя оксидной пассивирующей пленки. Последний определяется потенциодинамическим методом при скорости навязывания потенциала 0,4 В/мин с помощью по-тенциостата в специальной ячейке прижимного типа в тех же участках поверхности образцов, где перед этим производился рентге-ноструктурный анализ. Величина потенциала пробоя (питтингооб-разования) фиксировалась по резкому увеличению плотности анодного тока. Для исследуемой стали 12Х18Н10Т ранее была установлена зависимость потенциала питтингообразования от степени наклепа при статическом нагружении, хорошо коррелирующая с величиной микроискажений кристаллической решетки, обусловленной изменением конфигурации дислокационной структуры [36].

При испытаниях на воздухе на начальных стадиях нагружения упругая энергия искажений решетки y-Fe значительно растет в результате интенсивного образования плоских дислокационных скоплений в процессе трансляционного скольжения, а также за счет появления дополнительных дефектов упаковки. Это подтверждается результатами просвечивающей электронной микроскопии дислокационной структуры, проведенной на тонких фольгах, приготовленных из испытанных образцов после проведения всех остальных анализов. Обнаруживаются характерные для стали 18-10 ряды дислокационных полос и дефектов упаковки.

Кроме дислокационной структуры (она весьма разнообразна), о чем упомянуто выше (рис. 10), важное значение имеет суммарная характеристика количества дислокаций, именуемая плотностью дислокаций. Под последней понимают суммарную длину дислокаций в сантиметрах, приходящихся на 1 см3, т. е.

На стадии динамического возврата происходит массовое двойное поперечное скольжение и перестройка дислокационной структуры, устанавливается параболическая зависимость ai(ej). Рассмотренные стадии деформирования отмечаются для монокристаллов с ГЦК решеткой. У поликристаллов с ГЦК решеткой из-за неоднородности полей напряжений поперечные скольжения идут с самого начала пластической деформации, то есть для них характерно параболическое упрочнение на всех стадиях деформирования. Зависимости ai(ei) для ОЦК монокристаллов имеют следующие особенности.

Ж. Фриделем установлено, что упрочнение неоднозначно связано с плотностью дислокаций, находящихся на расстоянии I друг от друга определяется по формуле: ст = Овл/п7р/2тг, где в - вектор Бюргерса. В трехмерной сетке изолированных дислокаций, отстоящих друг от друга на расстоянии С.: ст = Ов^р /4. В сетке диполей высотой h, отстоящих друг от друга на расстоянии сопротивление деформации описывается выражением: ст = ОвЬд/р / 2к1. Примечательно, что независимо от типа дислокационной структуры плотность дислокаций р в этих формулах имеет степень 1/2. Здесь под ст следует понимать приращение сопротивления деформации:

ное поперечное скольжение и перестройка дислокационной структуры, устанавливается параболическая зависимость а = f(s). Рассмотренные стадии деформирования отмечаются для монокристаллов с ГЦК решеткой. У поликристаллов с ГЦК решеткой из-за неоднородности полей напряжений поперечные скольжения идут с самого начала пластической деформации, то есть для них характерно параболическое упрочнение на всех стадиях деформирования. Зависимости cr = f(s) для ОЦК монокристаллов имеют следующие особенности. Дислокации (винтовые) в них мало подвижны даже при повышенных температурах. Поэтому уровень напряжений на стадии легкого скольжения повышенный. Вторая стадия практически отсутствует. Это объясняется свойством ОЦК металлов блокирования дислокациями одной системы скольжения всех остальных. Поликристаллы обычно имеют более высокий предел упругости и модуль упрочнения. В поликристаллах практически не бывает 1 стадии, так как у границ зерен образуются скопления дислокаций и большие деформации возникают только тогда, когда напряжения, создаваемые скоплениями, будут релаксиро-ваны при больших деформациях. Различие в кривых а = f(s) незначительно. Таким образом, анализ взаимодействия дислокационных структур на различных стадиях деформации позволяет установить зависимость деформационного упрочнения от степени пластической деформации.

Примечательно, что независимо от типа дислокационной структуры плотность дислокации в формулах (2.5 и

ской деформации и фазовых превращений. Важной характеристикой дислокационной структуры является плотность дислокаций. Под ii л о 1 и о с т ь ю дислокаций понимают суммарную длину дислокации /, см, приходящуюся на единицу объема кристалла в см3. Таким образом, размерность плотности дислокаций, см""2: р = Е//и.

При температурах ниже 0,45—0,5 Гпл прочность сплавов определяют стабильностью их дислокационной структуры. При более высоких температурах стабильность дислокационной структуры нарушается (уменьшается плотность дислокаций, растет количество вакансий и т. д.) и развиваются процессы разупрочнения (возврат и рекристаллизация, сферопдизация и коагуляция частиц избыточных фаз и т. д.).

При превышении температурой порогового значения Т,^ (первой критической температуры) металл переходит в вязкое состояние. Долгое время считалось, что микромеханизм вязкого разрушения представляет собой процесс слияния пор, возникающих около частиц второй фазы [47]. Однако электронно-микроскопические и рентгеновские исследования микроразрушения кристаллических материалов выявили более сложный механизм развития трещины, включающий две стадии повреждаемости. На первой стадии при незначительной степени деформации образуются субмикроскопические кристаллографические трещины, обусловленные эволюцией дислокационной структуры. Затем эти зародышевые трещины сливаются в критическую трещину, что означает переход от дислокационного механизма повреждаемости к вакансионному, т. е. образованию пор около групп вакансий, а при высоком уровне напряжений-около частиц второй фазы [47].

Влияние температурного фактора определяется не только значением рабочей температуры, но и характером и динамикой теплового воздействия. При нестационарном тепловом нагружении возможна термическая усталость материала конструкции. Динамические тепловые нагрузки могут быть обусловлены периодическим характером технологического процесса, изменениями рабочих параметров в период пуско-наладочных и ремонтных работ, а также вследствие неоднородного распределения температуры по поверхности конструкции. Тепловые поля в той или иной степени нестационарны, и их изменение приводит к соответствующему перераспределению упругих и пластических деформаций в объеме напряженного металла. Таким образом, номинально статическое тепловое на-гружение в действительности может иметь динамическую составляющую. В микроаспекте разрушения термоусталость рассматривается как весьма сложный процесс, включающий в себя эволюцию дислокационной структуры, изменение физических и механических свойств материала [51, 52].

Характер кривой зависимости p^^H^N) объясняется сменой механизмов разрушения. На начальной стадии малоциклового нагружения (примерно до 500 циклов) происходят существенные изменения в дислокационной структуре стали, характеризующиеся формированием в зернах однородной ячеистой структуры [86]. Это создает благоприятные условия для образования упорядоченной доменной структуры, что приводит к росту значений обобщенного параметра р. Дальнейшее нэхружение вызывает перестройку дислокационных ансамблей, приводящую к разрушению ячеистой структуры. Вновь образовавшаяся структура характеризуется наличием сильно разориентированных фрагментов. Это, очевидно, вызывает разрушение сложившейся упорядоченной доменной структуры.

Изложены современные представления о дислокационной структуре металлов и сплавов и об элементарных процессах их пластической деформации. Рассмотрены типы дислокаций в сверхструктурах. Приведена феноменологическая схема описания пластической деформации с учетом нескольких типов дислокационных превращений. Исследована физическая природа явления термического упрочнения упорядоченных сплавов. Описан эффект домешюгранично'го упрочнения в слоистых сверхструктурах.

Рассмотрены физико-химические аспекты формирования кристаллической структуры в монокристаллах гетерофазных сплавов и механизмы их деформации. Изложены основы деформационного упрочнения монокристаллических материалов с привлечением данных электронно-микроскопических исследований о дислокационной структуре. Дан анализ существующих моделей упрочнения гетерогенных сплавов.

нием дислокаций становится более стабильной, т. е. сохраняется до более высоких степеней деформации. Такая низкотемпературная стабилизация может быть обусловлена преобладанием в дислокационной структуре винтовых компонент, подвижность которых заметно снижается в данном температурном интервале [256].

Помимо изменений в дислокационной структуре матрицы в процессе ползучести происходит миграция участков границ зерен между закрепленными точками — карбидными частицами. Процесс миграции участков границ приводит к перераспределению напряжений и росту их в местах закрепления, что способствует зарождению пор у карбидов. Известно [11], что межзе-ренное проскальзывание является одним из механизмов зарождения пор на границах зерен. В [10] обнаружено межзеренное проскальзывание при длительной ползучести также и в стали 12Х1МФ в условиях эксплуатации.

Гибы паропроводов, работающие в более тяжелых по сравнению с прямыми участками условиях, повреждаются из-за ползучести более интенсивно в тех же температурно-временных условиях. Это вызвано не только более высоким уровнем напряжений, но и различиями в дислокационной структуре холодно-загнутых гибов.

Изучение изменений в дислокационной структуре металла отливок из стали 15Х1М1ФЛ показывает, что в эксплуатации протекают разупрочняющие процессы, влияющие на жаропрочные свойства стали. После длительной (более 10s ч) эксплуатации при температуре 540—550 °С в структуре стали наблюдают-' ся как зародыши рекристаллизации, так и свободные от дислокаций рекристаллизованные объемы. Идет процесс роста карбидных '^астиц с одновременным уменьшением плотности дисперсных карбидов. За счет этих процессов в структуре стали происходят заметные изменения. Рекристаллизация приводит к обособлению феррита в зернах игольчатого сорбита отпуска. Происходит также преобразование фрагментированного сорбита отпуска в бесструктурный. Обособление феррита приводит к возрастанию неоднородности структуры и как следствие — к

Под действием высоких температур и напряжений в металле происходят изменения в дислокационной структуре, характерные для процесса ползучести: накопление хаотически расположенных дислокаций с высокой плотностью распределения, перераспределения дислокаций с образованием ячеистой субструктуры с клубковыми субграницами, декорированными дисперсными карбидами. Деформационные процессы при ползучести оказывают влияние на коррозионные свойства стали.

Изменения в дислокационной структуре выявляли методом травления {19, 20]. Плотность дислокаций определялась [20] по числу ямок травления как среднее арифметическое значение измерений в трех плоскостях, отстоящих друг от друга на 0,2—0,3 мм. В каждой плоскости производилось 10 измерений в разных точках. Расхождение между средними значениями плотности дислокаций не превышало 20—30%. Увеличение плотности дислокаций у всех исследованных кристаллических материалов начиналось только с некоторой «пороговой» амплитуды А0. По амплитуде колебаний А можно вычислить амплитуду напряжения аа '[20]:

С увеличением числа циклов нагружения (после прохождения инкубационного периода) длина площадки текучести непрерывно уменьшается (рис. 2, б), указывая на прохождение существенных изменений в тонкой дислокационной структуре металла [7] в результате постепенного отрыва дислокаций от закрепляющих их примесных атомов на участках дислокационных линий между узлами сетки. Это ведет к исчезновению «зуба текучести», затем устанавливается более плавный переход от упругой деформации к пластической и, наконец, полностью пропадает площадка текучести.

Согласно общепринятым представлениям развитие радиационной пористости — результат преобразований в дислокационной структуре, обусловленных неадекватностью взаимодействия вакансий и межузельных атомов с дислокациями [11, 12].