Глава 3 СТРОЕНИЕ И СВОЙСТВА МЕТАЛЛОВ

Назад: 3.1 Основы кристаллического строения.

3.2 Дефекты кристаллической решетки металлов

Кристаллические решетки металлов, представленные на рис. 3.1 и 3.2 (ч.1, гл.3.1), являются идеальными схемами. В реальности кристаллическое строение металлов отличается от идеального тем, что содержит множество дефектов или структурных несовершенств, обусловленных отсутствием атомов в узлах или нарушением правильного расположения их в кристаллической решетке. По геометрическим признакам дефекты кристаллического строения подразделяются на точечные, линейные, поверхностные и объемные.

Точечные дефекты структуры весьма малы во всех трех направлениях, их размеры не превышают нескольких атомных радиусов. К ним относятся вакансии, т.е. отсутствие атомов (ионов) в узлах решетки и межузельные атомы, расположенные внутри элементарной ячейки. Они названы соответственно дефектами Шоттки и Френкеля. Энергетической причиной их возникновения является локальное изменение температуры кристалла и реже пластическая его деформация по плоскостям скольжения. Схематично вакансии и другие дефекты показаны на рис. 3.4. Образованию вакансий способствует, например, процесс легирования, когда «примесный» элемент располагается либо в узле решетки, либо в междоузлии. Вакансии способны перемещаться, образуя двойные вакансии, цепочки вакансий, объединяться в группы, колонии, становясь местом концентрации напряжений и очагом зарождения трещины при воздействии нагрузок.

Рис. 3.4 – Дефекты строения кристаллической решетки:

1 – вакансия; 2 – примесный атом замещения; 3 – примесный атом внедрения;

4 – межузельный атом; 5 – краевая дислокация;

6 – поверхностный дефект (поверхность раздела) .

Перемещения вакансий удовлетворительно объясняют процессы диффузии, упрочнения и разупрочнения сплавов. Процесс сварки за счет термического и деформационного воздействия на металл является источником появления вакансий и межузельных атомов в решетке.

Линейные дефекты имеют малые размеры в двух измерениях, и большую протяженность в третьем измерении. К ним относятся дислокации, а также цепочки вакансий, межузельных и примесных атомов. Дислокации бывают краевыми, винтовыми и смешанными.

Краевая дислокация (рис. 3.5) представляет собой местное искажение (несовершенство) кристаллической решетки, вызванное сдвигом, и наличием в ней “лишней” атомной полуплоскости или экстраплоскости.

а б

Рис. 3.5 – Краевая дислокация при сдвиге:

а – сдвиг, создающий дислокацию;

б – пространственная схема краевой дислокации.

Как видно из рис. 3.5,б, пяти атомам решетки верхнего ряда (над плоскостью С) соответствует четыре атома нижнего ряда. Над дислокацией атомы в кристалле уплотнены, а под ней раздвинуты. Атомы на краю экстраплоскости (линия АА) имеют меньше соседей, чем внутри совершенной решетки.

Дислокация, показанная на рис. 3.6, называется винтовой. При приложении небольшого касательного усилия винтовая дислокация легко перемещается, при этом экстраплоскость (параллельная вектору сдвига) может перейти в полную плоскость.

Рис. 3.6 – Винтовая дислокация

Если дислокация находится выше экстраплоскости, то ее называют положительной и обозначают знаком (на рис. 3.5 показана положительная дислокация), а если ниже – отрицательной и обозначают знаком T. Дислокации одинакового знака отталкиваются, разного – притягиваются. Слияние дислокаций разного знака приводит к их взаимному уничтожению (аннигиляции).

Дислокации образуются в процессе кристаллизации (в процессе срастания блоков и зерен), при пластической деформации металлов, и при фазовых превращениях в твердом состоянии.

Суммарная длина дислокации, приходящейся на единицу объема кристалла, называется плотностью дислокации r и рассчитывается по формуле:

(3.1)

Теория дислокаций объясняет многие физические процессы в металлах, в частности, находит решение вопрос расхождения между теоретической и реальной прочностью многих металлов (рис. 3.7). Левая часть кривой соответствует «бездислокационным» кристаллам металлов («усам»), характеризующимся высокой прочностью. Повышение плотности дислокаций приводит к существенному снижению прочности из-за облегчения процессов сдвига. Однако в дальнейшем прочность возрастает, так как процессы сдвигов тормозятся. Увеличивая или уменьшая плотность дислокаций, можно в определенной степени управлять прочностью металла, что является важным для процессов сварки и термообработки.

Рис. 3.7 – Влияние плотности дислокаций на прочность

Поверхностные дефекты представляют собой поверхности (линии) раздела между отдельными зернами или блоками (субзернами) поликристаллического металла, т.е. по существу – это зоны постепенного перехода от кристаллической ориентировки одного кристалла (кристаллита) к другому, расположенному, как правило, под углом к первому (рис. 3.4, правая часть). Поэтому на границах различно ориентированных субзерен атомы расположены неупорядоченно. Кроме этого на границах концентрируются примеси, ликваты и т.п., что еще больше нарушает правильность расположения атомов в решетке. Все это приводит к появлению на границах субзерен различных видов вакансий или дислокаций, стремящихся притягивать «инородные» атомы, т.е. атомы примесей и легирующих. Это создает условия для упрочнения металла за счет легирования границ зерен (интерметаллидное упрочнение).

В то же время, границы зерен могут стать причиной разупрочнения сплавов при длительном нагреве металла за счет диффузии («ухода») легирующих элементов из приграничных областей и аннигиляции дислокаций.

Как указывалось выше, перемещения вакансий удовлетворительно объясняют процессы диффузии. Под диффузией понимают перемещение атомов в кристаллическом теле на расстояния, превышающие средние межатомные для данного вещества. При этом, если не происходит изменения концентрации элемента в отдельных объемах, такой процесс называют самодиффузией, а когда этого не происходит, процесс называют гетеродиффузией.

Известны четыре механизма диффузии: циклический, обменный, вакансионный и межузельный. В металлах и сплавах диффузия преимущественно осуществляется по вакансионному механизму, когда один из атомов, обладающий повышенной энергией перемещается на место вакансии, а на его прежнем месте пребывания образуется новая вакансия, которую может занять другой атом.

При диффузии элементов с малым атомным радиусом (C, N, Н) она протекает по межузельному механизму. [3]

Количество диффундирующего вещества в единицу времени зависит от градиента концентрации в направлении, нормальном к поверхности раздела, и пропорционально коэффициенту диффузии:

, (3.2)

где dc – концентрация;

dx – расстояние в выбранном направлении;

D – коэффициент диффузии.

Эта зависимость получила название первого закона Фика. Если градиент диффузии изменяется во времени, то процесс описывается вторым законом Фика:

(3.3)

Коэффициент диффузии D зависит от природы сплава, размеров зерна и особенно заметно от температуры:

, (3.4)

где D₀ – предэкспоненциальный множитель, зависящий от типа кристаллической решетки;

R – газовая постоянная, кал/моль× ⁰С;

Т – температура, К;

Q – энергия активации, ккал/г-ат.

Энергия активации Q характеризует силу взаимосвязи атомов в кристаллической решетке: чем она выше, тем больше энергия, необходимая для перехода атома из одного равновесного положения в решетке в другое, тоже равновесное.

Многие процессы в металлах и сплавах (кристаллизация, фазовые превращения, рекристаллизация, насыщение поверхности другими компонентами) носят диффузионный характер.

Процесс сварки, сопровождающийся введением энергии в соединяемые объемы металла, локально изменяющий температурное состояние металла и вызывающий дополнительное количество дефектов структуры, существенно влияет на скорости диффузии тех или иных элементов, приводя к изменениям их концентрации и, значит, к локальным изменениям свойств отдельных зон сварного соединения.

В этой связи следует указать, что диффузия, сопровождающаяся фазовыми изменениями, называется реактивной. С ее помощью образуются, как правило, зоны неизменной концентрации элементов - зоны химических соединений. В сварном соединении эти зоны не обязательно располагаются в плоскости контакта свариваемых металлов, они сосредотачиваются в участках с соответствующей концентрацией компонентов в зависимости от относительной скорости диффузии при данной температуре.

Для сварных соединений характерен вид диффузии, когда процесс перемещения в растворе какого-либо компонента происходит не в связи с разностью его концентраций в растворе, а в связи с разницей его термодинамической активности, например, различное направление диффузии углерода на границе сварки легированной и нелегированной стали или разнолегированных сталей. Механизм такого воздействия легирующих элементов на направление диффузии углерода состоит в том, что часть из них, имеющих сродство к углероду меньше, чем у железа, не удерживает углерод около себя, как бы «отталкивают» его, увеличивая термодинамическую активность углерода (Ni, Si). Другие же элементы обладают большим, чем железо, сродством к углероду и поэтому стремятся его «закрепить» около себя, понижая его активность (Mn, Cr, Mo, W, V). Это обстоятельство позволяет оценивать и прогнозировать образование структурной неоднородности на границе сплавления разнолегированных сталей и, в известной степени, управлять этим процессом за счет использования сварочных материалов определенного легирования или послесварочной термообработки.

Далее: 3.3. Диаграммы состояния металлических сплавов.