Сверхпрочные материалы

Сверхпрочные материалы

В основе создания сверхпрочных материалов лежит современное представление о дислокациях (искажения атомно-кристаллических пространственных решеток) как о первопричине наблюдающегося расхождения между реальной прочностью металлов и теоретической, предсказываемой на основании атомных связей в кристаллических решетках.

Теоретическая прочность (величина касательного напряжения, необходимая для смешения кристаллических плоскостей совершенного кристалла относительно друг друга)

Теоретическая прочность

где b — расстояние между атомами в плоскости сдвига; а — параметр атомно-кристаллической решетки; G — модуль упругости сдвига.

Для металлов с ОЦК- и ГЦК-решеткой

Для металлов с ОЦК- и ГЦК-решеткой

Величина G для изотропных материалов

Величина G для изотропных материалов

где μ = 0,28—0,34.

При среднем значении μ = 0,3

Sverchprothnye materialy 4

Подставляя эту величину в формулу (38а), получаем

Sverchprothnye materialy 5

Реальная прочность в десятки, а иногда и в сотни раз меньше. Иначе говоря, в современных металлах используется незначительная доля, возможной их прочности.

Еще недавно считали, что процесс пластической деформации заключается в одновременном сдвиге кристаллических плоскостей одна относительно другой. Это представление не вяжется с большой величиной усилий, необходимых для преодоления атомных связей на плоскостях скольжения. Сейчас общепризнана теория, согласно которой сдвиг происходит не сразу, а последовательными этапами (эстафетно).

Вокруг дислокаций возникают поля напряжений и образуются площадки облегченного скольжения. Достаточно сравнительно небольшого напряжения, чтобы вызвать на таком участке сдвиг кристаллических плоскостей на одно межатомное расстояние. Этот сдвиг сопровождается соответственным перемещением площадки облегченного скольжения по направлению или против направления действия силы. На новом месте расположения площадки, в свою очередь, происходит сдвиг на одно межатомное расстояние, сопровождаемый новым смещением площадки скольжения.

Таким образом, площадка скольжения, последовательно перемещаясь вдоль направления действия силы, вызывает сдвиг всей кристаллической плоскости на одно межатомное расстояние. Если сила продолжает действовать, то явление многократно повторяется, происходит макросдвиг кристаллических плоскостей. Очевидно, что такой последовательный сдвиг, требующий только местного разрыва атомных связей, происходит под действием силы, во много раз меньшей силы, необходимой для одновременного сдвига сразу всей кристаллической плоскости.

Описанный механизм возникновения и распространения сдвига является первопричиной пониженной реальной прочности металлов по сравнению с теоретической. Перемещение площадки облегченного скольжения продолжается до тех пор, пока дислокация не выйдет на поверхность кристаллического блока или не встретится с препятствием.

Движение дислокаций задерживается у точечных и линейных дефектов атомно-кристаллических решеток, включений примесных атомов, облаков примесей (атмосферы Котрелла), у границ фаз, кристаллических блоков и зерен. Перемещение дислокаций тормозят поперечные дислокации и дислокации одинакового направления, но противоположного знака. Разноименные дислокации, столкнувшись одна с другой, взаимно погашаются.

Следовательно, увеличение числа неоднородностей, т. е. увеличение количества примесей и числа искажений кристаллической решетки, а также измельчение кристаллических блоков упрочняют металл, создавая препятствия па пути перемещения дислокаций и блокируя их распространение.

Дислокации закономерно присущи всякому металлу и возникают в огромных количествах. Средняя плотность распределения дислокаций в сталях составляет 108—1010 на 1 см2 поверхности.

Основные виды искажений: линейные дислокации — вклинивание лишних кристаллических плоскостей (экстраплоскостей) (рис. 82, а); винтовые дислокации — спиральный сдвиг кристаллических плоскостей друг относительно друга (рис. 82, б); вакансии — отсутствие атомов в узлах кристаллических решеток (рис. 82, в); включения примесных атомов в междуузлия решетки (рис. 82, г).

Схемы дислокаций

Местные искажения решетки наступают при приложении внешних нагрузок, а также в зонах действия внутренних напряжений. Возникновение дислокаций может вызвать появление новых дислокаций на смежных участках. Существуют источники самопроизвольного возникновения дислокаций: две совместившиеся линейные дислокации образуют под действием напряжений непрерывно действующий генератор дислокации (источники Франка–Рида).

Существуют два основных направления повышения прочности металлов:

1) устранение или уменьшение числа дислокаций (создание металлов правильного атомно-кристаллического строения);

2) увеличение числа неоднородностей (создание препятствии, тормозящих развитие и распространение дислокаций).

Бездефектную структуру можно получить только у очень чистых материалов и в очень малых объемах, исключающих возникновение и развитие дислокаций. Специальными методами получают нитевидные кристаллы толщиной 0,05—2 мкм и длиной в несколько миллиметров, так называемые усы, обладающие исключительной прочностью. Нитевидные кристаллы железа имеют прочность на разрыв 13500 МПа, что примерно в 100 раз больше предела прочности технического железа и в 10 раз больше прочности качественных легированных сталей. Вместе с тем усы обладают весьма высокими упругими характеристиками. Упругое удлинение железных усов достигает 5%, тогда как у технического железа оно не превышает 0,01%.

Повышенные прочность и упругость усов обязаны правильности атомно-кристаллического строения. Развитие дислокаций в усах затруднено вследствие того, что их диаметр соизмерим со средней протяженностью дислокаций. С увеличением диаметра прочность усов резко падает (рис. 83) из-за появления дислокаций.

Прочность железных усов

Усы сохраняют высокую прочность только в пределах упругих деформаций. По достижении предела текучести прочность усов в результате возникновения дислокаций резко и невосстановимо падает.

Усы получают также из неметаллических материалов (графита, окиси бериллия, карбида кремния, окиси алюминия, окиси магния). Прочность многих керамических усов значительно превышает прочность металлических усов (рис. 84).

Теоретическая прочность материалов, прочность усов и реальная техническая прочность

Упругое удлинение керамических усов 1,5—6%; модуль нормальной упругости Е = (30—50)·104 МПа. Исключительно высокий модуль упругости имеют графитные усы (Е = 100·104 МПа).

Прочность усов составляет 50—60% теоретической прочности. Однако техническое применение нитевидных кристаллов затруднено их малыми размерами.

Единственный реальный способ использования нитевидных кристаллов — это создание композитных материалов, состоящих из усов, ориентированно уложенных в металлической (например, алюминиевой) или пластмассовой матрице. Если усы имеют длину, достаточную для прочного сцепления с матрицей по боковой поверхности усов, то удается в значительной мере использовать их прочность. Прочность композитных материалов, содержащих по массе 40—50% усов, в направлении вдоль усов составляет примерно 30% прочности усов. Так, композиция из сапфирных усов (AI2O3) и металлического алюминия имеет прочность на растяжение 5000—6000 МПа.

Композитные материалы с ориентированным расположением усов обладают высокой прочностью только против действия растягивающих напряжений в направлении ориентации (растяжение вдоль усов, отчасти изгиб поперечными силами). Прочность на сжатие, а также на растяжение поперек усов мало отличается от прочности материала матрицы.

Второе, диаметрально противоположное направление — увеличение степени неоднородности и числа искажений кристаллической решетки, разумеется, не позволяет приблизиться к теоретической прочности, но может существенно повысить реальную прочность технических металлов (рис. 85).

Влияние плотности дислокаций на прочность

Пределом является плотность дислокаций порядка 1015 см-2, когда расстояния между дислокациями приближаются к межатомным, атомно-кристаллическая решетка сильно искажается, вследствие чего прочность падает. Первым этапом на этом пути являются легирование и термообработка, упрочняющий эффект которых в сущности сводится к увеличению плотности дислокаций.

Дальнейшие успехи в создании прочных сталей связаны с тем, что у некоторых многокомпонентных легированных сталей (с относительно небольшим общим содержанием легирующих добавок) при охлаждении с температуры аустенитного превращения в определенном интервале температур (450—550°С) не наблюдается распада аустенита, сопровождающегося образованием твердых ферритоцементитных смесей. В этом интервале сталь неограниченное время остается в пластичном состоянии; ее можно ковать, штамповать, прокатывать. Это положило начало термомеханической обработке, представляющей собой сочетание процессов термообработки и пластической деформации.

Низкотемпературная термомеханическая обработка (НТМО) заключается в интенсивной пластической деформации стали в температурном интервале устойчивого аустенитного состояния. Процесс (рис. 86, а) состоит в нагреве до 900—1000°С, быстром охлаждении до 450—550°С, многократном пластическом деформировании при этой температуре с большой степенью деформации (до 90%), закалке на мартенсит и отпуске при 250—400°С.

Схемы термомеханической обработки

Низкотемпературной термомеханической обработке поддаются стали примерно следующего состава: 0,4—0,6% С; 1—1,5% Ni; 0,7—1,5% Мn; 1—1,5% Si; 1—3% Сr и 0,5—1,5% Мо, обладающие указанным интервалом устойчивого состояния аустенита. НТМО вызывает значительное увеличение прочности (предел прочности при растяжении 3200—3500 МПа, предел текучести 2800—3000 МПа при удлинении 8—12%). Это примерно в 2 раза выше показателей прочности лучших современных легированных сталей. НТМО резко повышает сопротивление усталости.

Обязательной предпосылкой получения сверхпрочных сталей является повышенное качество исходного материала. Стали плавят в электропечах под вакуумом и подвергают многократному электрошлаковому или электронно-лучевому переплаву. Разливку стали также производят под вакуумом.

Увеличение прочности при НТМО обусловливается главным образом высокой степенью нарушения кристаллической структуры в результате полупластической деформации, сопровождающейся измельчением кристаллических блоков (в 4—5 раз по сравнению с размерами блоков при обычной термообработке). После НТМО детали нельзя подвергать действию высоких температур, так как при нагреве сталь теряет приобретенную прочность. Это исключает возможность сварки деталей, подвергнутых НТМО.

Процесс применим для проката и деталей простой формы. Обработка деталей сложной конфигурации не дает полноценных результатов из-за невозможности обеспечить одинаковую степень деформации и однородные свойства металла во всей детали. Другим недостатком является увеличение усилий, необходимых для деформирования материала в полупластическом состоянии.

Последнего недостатка лишена высокотемпературная термомеханическая обработка (ВТМО). При этом способе (рис. 86, б) материал деформируют в интервале 800—900°С при степени деформации 20—30%, после чего подвергают закалке на мартенсит и отпуску. Иногда производят изотермическую закалку на бейнит (рис. 86, в).

При ВТМО предел прочности повышается до (2,2—2,8)·103 МПа, что в 1,5—2 раза больше прочности при раздельной обработке давлением и термообработке. Кроме того, увеличиваются пластичность и ударная вязкость, уменьшается чувствительность стали к концентрации напряжений.

Упрочнению ВТМО поддаются также обычные среднеуглеродистые стали, хотя эффект упрочнения в этом случае получается меньшим. Так, высокотемпературная термомеханическая обработка повышает предел прочности стали 45 до (1,5—2,0)·103 МПа.

Возможно комбинирование различных методов термомеханической обработки. Сочетание ВТМО и НТМО (рис. 86, г) способствует дополнительному увеличению прочности на 15—20% по сравнению с НТМО.

Другой способ упрочнения основан на деформационном старении мартенсита (ДСМ). При этом способе (рис. 86, д) сталь вначале подвергают упрочняющей обработке (закалке и отпуску при 250—400°С), деформируют в холодном состоянии при степени деформации 1—3% и подвергают старению в течение 1—2 ч при температуре примерно на 100°С ниже температуры отпуска. В процессе старения прочность стали повышается до (2,0—2,5)·103 МПа. Отношение предела текучести к пределу прочности становится равным σ0,2в ≈ 1. Вследствие этого деформационно-состаренные стали по пределу текучести, который является основной прочностной характеристикой материала, приближаются к сталям, упрочненным описанными выше более сложными способами.

Для деформирования можно применить любой способ: обжатие, растяжение, кручение, штамповку, прокатывание. Детали сложной конфигурации целесообразно деформировать повышенной нагрузкой такого же вида, что и рабочая нагрузка.

Увеличение прочности при деформационном старении является результатом совместного действия двух факторов: наклепа (увеличение плотности дислокаций) и измельчения блоков мартенсита.

Разновидностью способа является изотермическая закалка на бейнит с последующим деформационным старением (рис. 86, е). Применяют также сочетание деформационного старения с НТМО (рис, 86, ж) и ВТМО (рис. 86, з, и).

Широкое применение получил процесс упрочнения, основанный на старении железоникелевого мартенсита. Такому упрочнению поддаются безуглеродистые (<0,01% С) сплавы железа с 18—20% Ni; 7—10% Со и 3—5% Мо и с обязательными присадками 0,3—1,5% Ti и 0,1—0,3% Аl, которые являются главными упрочняющими элементами. Термообработка этих сплавов заключается в закалке на мартенсит, которая в отличие от закалки обычных сталей не требует высоких скоростей охлаждения и протекает при охлаждении на спокойном воздухе с температуры 800—1000°С (обычно сплавы закаливают с ковочной температуры). В результате закалки образуется мягкий мартенсит (HRC 10—15), хорошо поддающийся деформированию в холодном состоянии. Затем материал подвергают старению, выдерживая его в течение почти 3 ч при 450—500°С. После старения предел прочности повышается до 2100—2300 МПа при отношении σ0,2в ≈ 1; мартенсит приобретает твердость до HRC 50, сохраняя высокую пластичность (δ = 10—12%) и вязкость (ан = 0,8—1,2 МДж/м2). Упрочнение обусловлено преимущественно образованием интерметаллидов типа Ni (Ti, Аl) и Ni2 (Ti, Al, Mo).

Мартенситостареющие стали обладают превосходными технологическими свойствами. Термообработка этих сталей очень проста и обеспечивает сквозную закалку деталей практически любых сечений и конфигураций. Старение не вызывает коробления изделий и, следовательно, может являться заключительной технологической операцией. Эти сплавы можно обрабатывать горячей пластической деформацией (ковкой, штамповкой, прокатыванием). В закаленном состоянии до старения их можно обрабатывать давлением вхолодную. Механическая обрабатываемость сплавов хорошая; они поддаются сварке и после закалки, и после старения. Разупрочнение в зоне сварного шва при сварке в состаренном состоянии устраняют повторным старением.

Мартенситостареющие стали коррозиестойкие, поддаются упрочнению наклепом. Азотированием им можно придать высокую поверхностную твердость (HV 1000—1200). Вследствие высокой пластичности стали мало чувствительны к концентрации напряжений.

Недостатком мартенситостареющих сплавов является повышенное содержание дефицитных никеля и молибдена. Введением 1,5—2% Мn можно получить высокие показатели прочности и вязкости при содержании не более 8—12% Ni.

Способ упрочнения низкоуглеродистых сталей многократной механико-термической обработкой (ММТО) заключается в 5—6-кратной деформации, соответствующей при каждой ступени нагружения длине площадки текучести на диаграмме напряжений (суммарная деформация 6—8%), до полного исчезновения площадки текучести. Затем следует старение при 100—200°С в течение 10—20 ч. В результате этой обработки предел текучести повышается на 25—30% (становясь практически равным пределу прочности), а предел выносливости — на 30—50%.

Применяют дополнительное упрочнение путем приложения магнитного поля, вызывающего в силу известного явления магнитострикции объемный наклеп материала (термомеханомагнитная обработка).

Один из вариантов магнитного упрочнения (способ Бассета) состоит в закалке с 900—1200°С в расплаве солей при 200—400°С в постоянном магнитном поле напряженностью (8—24)104 А/м, создаваемом с помощью катушек, расположенных вокруг закалочного бака. После выдержки в течение 20 мин производят закалку в воду, обработку холодом (для перевода остаточного аустенита в мартенсит) и отпуск при 150—250°С. Магнитная обработка низколегированных сталей (0,3—0,4% С; 1% Сr; 0,5—1% Мо) повышает прочность на 10—20% по сравнению с исходной.

При ультразвуковом упрочнении заготовку подвергают воздействию колебаний частотой 20—25 кГц с амплитудой давления звуковою поля 2,5—5 МПа, передаваемых через жидкую фазу или жесткий контакт.

Упрочнение обусловлено увеличением плотности дислокаций.

Продолжительность обработки 2—5 мин. Процесс интенсифицируется, если при озвучивании подвергнуть заготовку действию растягивающих напряжений, не превышающих предела упругости материала.

Упрочнению ультразвуком поддаются низкоуглеродистые стали, стали ферритного и аустенитного классов и цветные металлы, эффект упрочнения которых особенно велик.

Новый способ упрочнения — гидростатическое прессование (объемная штамповка, экструзия) металла при сверхвысоком давлении. В условиях всестороннего сжатия при таких давлениях резко повышается пластичность; даже самые твердые и хрупкие материалы (интерметаллиды, карбиды, бориды, керамика) приходят в состояние текучести и легко заполняют формы. В процессе обжатия происходит повышение прочности и вязкости, которое не теряется и при последующем отжиге металла. Так, например, прочность молибденовых сплавов увеличивается в 2—3 раза, вязкость в 15—20 раз, пластичность в 10 раз. Гидростатическое прессование используется и как способ упрочнения, и как способ точной обработки наиболее труднодеформируемых материалов.

В ближайшем будущем в результате применения комбинированных методов упрочнения вероятно появление материалов с пределом прочности 4000—5000 МПа.

Появление высокопрочных сталей ставит с особой остротой вопросы жесткости. Модуль упругости статей имеет постоянное значение и мало зависит от термообработки и содержания (в обычных количествах) легирующих элементов. Так как упругие деформации пропорциональны отношению напряжений к модулю упругости, то с повышением напряжений (а в этом и состоит смысл применения высокопрочных материалов) деформация возрастает пропорционально напряжениям; жесткость падает обратно пропорционально.

Это справедливо в предположении, что длина деталей не изменяется, как это и бывает в большинстве случаев. Линейные размеры конструкции обычно заданы условиями работы машины. У генераторов и преобразователей энергии эти размеры зависят от рабочего объема и параметров рабочего процесса (например, у двигателей внутреннего сгорания — от размеров цилиндра, зависящих, в свою очередь, от рабочего давления газов); у машин-орудий — от габаритов изделий, подвергаемых обработке на данной машине; в металлоконструкциях — от строительной длины и высоты сооружений. Во всех этих случаях применение высокопрочных материалов может влиять лишь на сечение, но не на длину деталей.

В машинах, линейные размеры которых зависят только от прочности материалов (например, редукторы), применение высокопрочных материалов позволяет наряду с уменьшением сечений уменьшить длину деталей и габариты конструкции в целом. В данном случае жесткость конструкции не снижается от применения высокопрочных материалов.

Разберем случай, когда линейные размеры деталей не меняются. Пусть из двух равнопрочных на растяжение брусков одинаковой длины один изготовлен из углеродистой стали 45 с пределом прочности 500 МПа, а другой — из сверхпрочной стали с пределом прочности 5000 МПа. Жесткость второго бруска под нагрузкой, очевидно, в 10 раз меньше жесткости первого.

Оценим абсолютное значение деформаций. Возьмем шатун двигателя внутреннего сгорания длиной L = 400 мм. Если напряжение сжатия от силы вспышки в шатуне, изготовленном из обычной стали, равно 200 МПа, то упругая деформация сжатия

Упругая деформация сжатия

Деформация сжатия шатуна, выполненного из сверхпрочной стали и имеющего сечения, пропорционально уменьшенные из условия одинаковой прочности, очень большая — 4 мм. При изгибе и кручении снижение жесткости еще больше.

Пусть вал диаметром D = 60 мм и длиной L = 300 мм оперт по концам и нагружен посередине силой Р. Максимальная стрела прогиба вала под действием изгибающего момента (Мизг = 0,25 РL)

Максимальная стрела прогиба вала

Так как I = 0,5WD, то

Sverchprothnye materialy 13

Если напряжение изгиба в вале из углеродистой стали равно 200 МПа, то

Sverchprothnye materialy 14

Стрела прогиба вала из сверхпрочной стали с геометрически подобными сечениями и одинаковой длиной будет согласно формуле (38 б) больше в отношении

Sverchprothnye materialy 15

где индексы относятся к параметрам вала из сверхпрочной стали.

По условию равнопрочности

Sverchprothnye materialy 16

Следовательно,

Sverchprothnye materialy 17

т. е. стрела прогиба вала из сверхпрочной стали имеет очень большое значение f' = 21,5·0,24 ≈ 5 мм.

Таким образом, применение сверхпрочных металлов с полным использованием их прочностного ресурса и уменьшением сечений детали без соответствующего сокращения длины может привести к прямо катастрофическому уменьшению жесткости.

В случае растяжения-сжатия способов борьбы с уменьшением жесткости нет, так как при данных σ и Е деформация определяется только площадью сечения и не зависит от его формы. Вследствие этого ферменные и стержневые системы, выполненные из сверхпрочных сталей, неизбежно будут обладать пониженной жесткостью.

При изгибе и кручении можно до известной степени повысить жесткость обычным путем — увеличением диаметральных размеров детали с одновременным утонением ее стенок. Однако с увеличением моментов инерции одновременно увеличиваются и моменты сопротивления деталей, что сопровождается уменьшением напряжений. Таким образом, этот путь сводится к снижению напряжений, что скрадывает основное преимущество высокопрочных материалов; возможность повышения расчетных напряжений с соответствующим выигрышем в массе. Это преимущество удается реализовать лишь отчасти и при очень большом утонении стенок (до величины порядка 1—2 мм для обычных деталей в общем машиностроении), т. е. при переходе на оболочковые конструкции.

Для некоторых деталей (дисков, отсеков, зубчатых колес, шатунов, рычагов, валов) эта форма осуществима, хотя и требует коренного изменения конструкции и технологии изготовления. Поэтому наряду с увеличением моментов инерции необходимо применять другие средства уменьшения деформаций: сокращение длины деталей, более тесную расстановку опор и т. д. Во всяком случае применение сверхпрочных материалов ставит перед конструкторами и технологами новые задачи, решение которых требует значительных творческих усилий.

Положительной особенностью деталей из высокопрочных сталей является высокая способность противостоять ударным нагрузкам, обусловливаемая большой величиной упругих деформаций. Сопротивляемость ударным нагрузкам приблизительно пропорциональна σ20,2 и при σ’0,2/ σ0,2 = 10 в 100 раз больше, чем у обычных сталей.