Твердость и предел текучести

Предел текучести (yield stress или yield strength) — механическая характеристика материала, характеризующая напряжение, при котором деформации продолжают расти без увеличения нагрузки. С помощью этого параметра рассчитываются допустимые напряжения для пластичных материалов.

Обозначение — σ_т. Единица измерения — Паскаль.

После прохождения предела текучести в металле в материале образца начинают происходить необратимые изменения, перестраивается кристаллическая решетка металла, появляются значительные пластические деформации. При этом металл самоупрочняется, об этом говорит то, что после площадки текучести деформации растут при возрастающем значении растягивающей силы.

Часто для данной механической характеристики дают формулировку «напряжение, при котором начинает развиваться пластическая деформация» [1] , не делая разницы с пределом упругости. В реальности значения предела текучести выше, чем предел упругости, примерно на 5 %. [2]

На кривых растяжения аморфного сплава Pd80Si20, как показано на рис. 11.22, можно отметить следующие особенности: величина модуля Юнга, определенная по наклону линейной стадии кривой растяжения, на 40% ниже, чем кристаллического сплава Pd80Si20; относительно большая неупругость наблюдается как отклонение от линейности, причем оно включает в себя как обратимую, так и необратимую компоненты деформации. Последнее можно легко установить по наличию петли и по величине остаточной деформации на кривой напряжение — деформация после разгрузки. Такаяма и Маддин установили, что отклонение от линейности обусловлено неупругостью, а не микропластическим течением. Они оценили изменение электросопротивления при различных условиях приложенных растягивающих напряжений для аморфного сплава Ni53Pd17P20.

Предел текучести материалов может быть описан в рамках некоторых переменных с помощью феноменологического уравнения

Ниже рассмотрено влияние структуры на статический предел текучести аморфных сплавов.

Влияние состава. В табл. 11.1 суммированы значения предела текучести, твердости и модуля Юнга для типичных аморфных сплавов на основе Ре, Co и Ni, а также других аморфных сплавов. Значения предела текучести, указанные в табл. 11.1, получены на основании использования напряжений разрушения ор при условии антиплоской деформации и, таким образом, они могут оказаться ниже, чем значения макроскопического предела текучести. Аморфные сплавы являются материалами с повышенным пределом текучести, особенно это относится к аморфным сплавам на основе железа, которые имеют очень высокие напряжения разрушения — 3,5 ГПа. Сводка значений предела текучести для различных аморфных сплавов приведена в работе. Для определения пределов текучести может быть использована также и твердость, что обусловлено корреляцией между значениями твердости и приведенного напряжения сдвига в случае сплавов, подчиняющихся формуле Хилла, выведенной для упруго-пластичных твердых тел. Малая величина коэффициента давления в случае измерения предела текучести аморфных сплавов слабо влияет на твердость, которая соответствует значению предела текучести при трехосной схеме напряженного состояния. Предел текучести аморфных сплавов сильно зависит от природы переходного металла ПМ, который является основой сплава: предел текучести имеет тенденцию к росту с ростом номера группы и периода в Периодической системе элементов. Нa рис. 11.23 показана твердость аморфного сплава Fe—В в зависимости от содержания металлоида М, в частности бора. Твердость в системе Fe—В заметно растет с увеличением отношения бора к железу, указывая тем самым на важную роль влиянии состава сплава тина ПМ—M на уровень предела текучести аморфных сплавов. Твердость бинарных систем на основе железа возрастает, как показано, по следующей схеме Fe80B20 > Fe80C20 > Fe80S20 > Fe80P20 > Fe80Ga20. Эти данные содержатся в работе Пика и др.

С одной стороны, величина C0 в уравнении (11.13) почти всегда постоянна и изменяется согласно экспериментальным данным от 1/60 до 1/40. Столь заметное постоянство, по-видимому, означает идентичность механизма пластического течения для всех аморфных сплавов, по крайней мере для каждой из рассматриваемых систем. С другой стороны, Чен продемонстрировал связь соотношения оY/E с коэффициентом Пуассона. Средняя концентрация электронов на внешней оболочке переходных металлов также обнаруживает четкую корреляцию с твердостью (пределом текучести); это обстоятельство можно понять как логическое развитие представлений, положенных в основу уравнения (11.13). Вполне естественно, что предел текучести удовлетворительно коррелирует с модулем упругости, поскольку аморфная структура усиливает изотропную природу пластической деформации (вспомним, например, неизменность угла расположения полос скольжения при варьировании состава).

Влияние дисперсных частиц. Дисперсионное твердение — это хорошо известный механизм повышения прочности кристаллических материалов. Частичная кристаллизация аморфных сплавов повышает предел текучести по сравнению со сплавами в закаленном состоянии, но одновременно с этим сплавы имеют тенденцию к потере пластичности. Дисперсионное твердение при наличии более твердых частиц второй фазы является простейшим случаем подобного типа упрочнения. Предел текучести для пластичного сплава Ni78Si10B12 с дисперсными частицами VVC oYWC возрастает по мере увеличения объемной доли частиц Vf в соответствии с правилом аддитивного сложения модулей Юнга. Таким образом, в соответствии с работой получаем:

где Em и Ep — модули Юнга матрицы и частиц второй фазы соответственно. Если уравнение (11.14) действительно реализуется на практике, то мы можем ожидать существенного повышения прочности материала с помощью небольшого числа твердых частиц.

Влияние холодной деформации. Общая степень пластической деформации по сечению образца при вытяжке проволоки аморфного сплава Pd77,5Cu6Si16,5 составила 93% на несколько проходов. В то же время обжатие по толщине при прокатке аморфного сплава Pd80Si20 составило 40%, причем как в первом, так и во втором случае деформация не сопровождалась разрушением. Имеются две особенности влияния холодной пластической деформации на прочность аморфных сплавов: деформационное упрочнение и деформационное разупрочнение. Деформационное упрочнение при холодном волочении обнаружил Такаяма, который проанализировал возрастание напряжения при волочении с различным противодавлением в рамках механики сплошной среды. С одной стороны, этот рост был объяснен механическим пересечением полос скольжения, как уже упоминалось ранее. С другой стороны, твердость аморфного сплава Pd80Si20 снижалась после обжатия при холодной прокатке; размягчение

на 30%, судя по напряжению течения, было выявлено при сжатии в условиях плоской деформации (под высоким давлением) для аморфного сплава Fe40Ni40P14B6 (см. рис. 11.18). Подобного разупрочнения нельзя ожидать, если исходить из механики идеально пластичного течения Оно может быть связано со структурными изменениями внутри полос скольжения.

Влияние облучения и структурной релаксации. Аморфные сплавы обладают хорошей устойчивостью к облучению. Облучение нейтронами 5*10в20 см-2 вызывает снижение на 10% модуля Юнга аморфного сплава Pd80Si20 по сравнению со сплавом в необлученном состоянии. Подобное снижение может быть связано со структурными изменениями аморфной матрицы и вызывать снижение величины напряжения разрушения в соответствии с уравнением (11.13). Здесь следует кратко упомянуть о том, что напряжение разрушения облученных образцов в работе слегка возрастало, по ото явление можно объяснить снижением чувствительности материала к надрезу (пластической нестабильностью) при испытании на изгиб, а не возрастанием макроскопического предела текучести Снижение модуля Юнга коррелирует с распуханием, наблюдавшимся Ченом и Ли при облучении аморфного сплава Fe40Ni40P14B6 с помощью ионов Ni5+. Безусловно, заслуживает внимания тот факт, что облучение аморфного сплава Mo49,2Ru22,8B18 повышает его пластичность. Образец после облучения мог быть подвергнут прямому и обратному загибу без разрушения, в то время как необлученный образец был хрупким. Возврат пластичности можно объяснить возрастанием напряжения микроразрушения оf облученного образца.

Вместе с тем, микротвердость сплава Pd77,5Cu6Si16,5 сначала падает, а затем растет с температурой отжига в соответствии с двумя стадиями структурной релаксации, о которых сообщили Чен и Ли. Аморфный сплав Fe40Ni40P14B6 претерпевает после структурной релаксации 30%-ное снижение предела текучести относительно накаленного состояния. Эти данные получены в работе.

Отклонение от закона идеального пластического течения. В аморфных сплавах хотя бы в незначительной степени имеются характерные отклонения от закона идеально пластичного течения. Они включают в себя зависимость величины предела текучести от состава сплава, зависимость напряжения сдвига от давления и явление деформационного разупрочнения. Для различных приложений микромеханизма пластической деформации были предложены некоторые соотношения, аналогичные уравнению (11.13). Так, предел текучести зависит от модуля сдвига р, в случае дислокационной модели Ли, от величины В/[1+(3В/4u)] в случае дислокационной модели Гилмана и от величины В в случае модели свободного объема Спейпена и Турнбулла [46] (В — модуль объемного сжатия).

Зависимость сдвигового напряжения от давления можно объяснить с помощью физических процессов, например, влиянием давления на модули упругости, зависимостью активационного объема при термоактивируемом процессе пластического течения и дилатационной компоненты предела текучести. Коэффициент давления e сдвигового напряжения для аморфных сплавов сравним с коэффициентом при модуле Юнга и при модуле сдвига кристаллических материалов (для сплава Fe40Ni40P14B6 e = 0,039 ГПа-1, для сплава Pd77,5Cu6Si16,5 e = 0,05 ГПа-1). Модели, которые анализируют пластическое течение аморфных сплавов с позиций дислокационных представлений, вполне соответствуют полученным значениям коэффициента давления. Модели пластического течения, основанные на теории свободного объема, предсказывают, что напряжение течения должно изменяться с давлением по закону В’/В, где В’ — безразмерная производная модуля объемного сжатия по давлению. Окончательное заключение о микромеханизмах пластического течения можно сделать, точно измерив предел текучести и модуль упругости, а также их зависимости от давления.

Основываясь на модели идеального пластического течения, мы можем считать, что главными факторами, влияющими на процесс разрушения и на ориентацию полос скольжения относительно внешних напряжений, являются малая дилатация и разупрочнение в полосах скольжения. Однако более детальные измерения могут обнаружить отклонения в закономерностях пластического течения, которые должны учитывать реальные модели деформации.

Упругое последействие при изгибе может быть выражено через угол остаточного изгиба а и расстояние между изгибающими пластинами D:

Здесь D’ = D — t. Первое измерение упругого последействия в аморфных сплавах, проведено Астом и Кренитским, которые определили предел текучести и упрочнение, соответствующее нулевой деформации в сплаве Fe40Ni40P14B6. Угол а является очень чувствительной характеристикой к малым изменениям деформации. Более тщательное и точное изучение того же сплава позволило выявить два типа отклонения от линейности зависимости (1—(a/180)]/D’ от (D’2), которая следует из уравнения (11.15а). Необходимым условием учета таких отклонений является наличие концентратора напряжений, вызывающего пластическое течение, вокруг упруго-пластической границы и разупрочнение в пластической области вблизи поверхности образца, Единичные полосы скольжения могут быть рассмотрены в рамках механики разрушения как эквивалент трещин, возникших вследствие физического взаимодействия между сильно локализованными полосами скольжения в аморфной матрице.

Детальный анализ ориентации поверхности разрушения аморфного сплава Ni49Fe29P14B6Si2 в температурном интервале 77— 568 К был недавно проведен в работе. В ней наблюдали полосы скольжения под углом в среднем 37°, что составляет значение, только на несколько градусов превышающее ожидаемую величину. Было сделано предположение, что столь малое отклонение можно обосновать, исходя из особенностей динамики процесса течения. Уравнение, предложенное Аргоном, который анализировал различие между углами расположения полос в нагруженном и в ненагруженном состояниях, было использовано для расчета ожидаемой величины угла расположения полосы скольжения:

где v — коэффициент Пуассона.

Структурные изменения, обусловленные деформацией. В ряде работ наблюдались структурные изменения, обусловленные негомогенной пластической деформацией. Положение первого пика функции структурного фактора у прокатанных лент сплава Pd80Si20 смещается к малым углам, а его ширина увеличивается по мере роста степени обжатия по толщине. Пампилло сообщил, что полосы сдвига, сформировавшиеся при изгибе, характеризуются селективным травлением. Кулик и Матья недавно обнаружили, что пластическая деформация сжатием вызывает определенное снижение температуры кристаллизации. Напряжение сдвига при сжатии в условиях плоской деформации на 30% ниже, чем напряжение чистого сдвига. Последний результат был получен Кимурой для аморфного сплава Fe40Ni40P14B6, который был помещен и алмазную наковальню. Эти результаты свидетельствуют о том, чтo внутри полос скольжения имеется более неупорядоченная структура, чем структура закаленного аморфного сплава. Разупорядочение в полосах скольжения обсуждается в рамках локальной дилатации, а разрушение композиционного ближнего порядка в соответствии с гипотезой Полка и Турнбулла. Электронно-микроскопические исследования также показывают, что происходят структурные изменения при формировании полос скольжения. Обусловленные деформацией структурные изменения и вариация характеристик течения, вызванные структурной релаксацией, по-видимому зависят от состава сплавов.

Методы определения механических свойств металлов разделяют на:
– статические, когда нагрузка растет медленно и плавно (испытания на растяжение, сжатие, изгиб, кручение, твердость);
– динамические, когда нагрузка растет с большой скоростью (испытания на ударный изгиб);
– циклические, когда нагрузка многократно изменяется по величине и направлению (испытания на усталость).

Испытание на растяжение

При испытании на растяжение определяют предел прочности ( σ в), предел текучести ( σ т), относительное удлинение ( δ ) и относительное сужение ( ψ ). Испытания проводят на разрывных машинах c использованием стандартных образцов с площадью поперечного сечения Fo и рабочей (расчетной) длиной lo. В результате проведения испытаний получают диаграмму растяжения (рис. 1). На оси абсцисс указывается значение деформации, на оси ординат – значение нагрузки, которая прилагается к образцу.
Предел прочности ( σ в) – это максимальная нагрузка, которую выдерживает материал без разрушения, отнесенная к начальной площади поперечного сечения образца (Pmax/Fo).

Рис. 1. Диаграмма растяжения

Необходимо отметить, что при растяжении образец удлиняется, а его поперечное сечение непрерывно уменьшается. Истинное напряжение определяется делением действующей в определенный момент нагрузки на площадь, которую образец имеет в этот момент. Истинные напряжения в повседневной практике не определяют, а пользуются условными напряжениями, считая, что поперечное сечение Fо образца остается неизменным.

Предел текучести ( σ т) – это нагрузка, при которой происходит пластическая деформация, отнесенная к начальной площади поперечного сечения образца (Рт / Fo). Однако при испытаниях на растяжение у большинства сплавов площадки текучести на диаграммах нет. Поэтому определяется условный предел текучести ( σ 0.2) – напряжение, которому соответствует пластическая деформация 0,2%. Выбранное значение 0,2% достаточно точно характеризует переход от упругих деформаций к пластическим.

К характеристикам материала относят также предел упругости ( σ пр), под которым подразумевают напряжение, при котором пластическая деформация достигает заданного значения. Обычно используют значения остаточной деформации 0,005; 0,02; 0,05%. Таким образом, σ 0,05 = Рпр / Fo (Рпр – нагрузка, при которой остаточное удлинение составляет 0,05%).

Предел пропорциональности σ пц = Рпц / Fo (Рпц – максимальная нагрузка, при действии которой еще выполняется закон Гука).

Пластичность характеризуется относительным удлинением ( δ ) и относительным сужением ( ψ ):

δ = [(lk – lo)/lo]∙100% ψ = [(Fo – Fk)/Fo]∙100%,

где lk – конечная длина образца; lo и Fo – начальные длина и площадь поперечного сечения образца; Fk – площадь поперечного сечения в месте разрыва.

Для малопластичных материалов испытания на растяжение вызывают затруднения, поскольку незначительные перекосы при установке образца вносят существенную погрешность в определение разрушающей нагрузки. Такие материалы, как правило, подвергают испытанию на изгиб.

Испытание на твердость

Нормативные документы:

Твердость – способность материала оказывать сопротивление проникновению в него другого, более твердого тела – индентора. Твердость материала определяют методами Бринелля, Роквелла, Виккерса, Шора (рис.2).

а	б	в

Рис. 2. Схемы определения твердости по Бринеллю(а), Роквеллу(б) и Виккерсу(в)

Твердость металла по Бринеллю указывается буквами НВ и числом. Для перевода числа твердости в систему СИ пользуются коэффициентом К = 9,8 • 106, на который умножают значение твердости по Бринеллю: НВ = НВ • К, Па.

Метод определения твердости по Бринеллю не рекомендуется применять для сталей с твердостью свыше НВ 450 и цветных металлов с твердостью более 200 НВ.

Для различных материалов установлена корреляционная связь между пределом прочности (в МПа) и числом твердости НВ: σ_в ≈ 3,4 НВ – для горячекатаных углеродистых сталей; σ_в ≈ 4,5 НВ – для медных сплавов, σ_в ≈ 3,5НВ – для алюминиевых сплавов.

Определение твердости методом Роквелла осуществляют путем вдавливания в металл алмазного конуса или стального шарика. Прибор Роквелла имеет три шкалы – А,В,С. Алмазный конус применяют для испытания твердых материалов (шкалы А и С), а шарик – для испытания мягких материалов (шкала В). В зависимости от шкалы твердость обозначается буквами HRB, HRC, HRA и выражается в специальных единицах.

При измерении твердости по методу Виккерса производят вдавливание в поверхность металла (шлифуемую или полируемую) четырехгранной алмазной пирамиды. Этот метод применяют для определения твердости деталей малой толщины и тонких поверхностных слоев, которые имеют высокую твердость (например, после азотирования). Твердость по Виккерсу обозначают HV. Перевод числа твердости HV в систему СИ производится аналогично переводу числа твердости НВ.

При измерении твердости по методу Шора шарик с индентором падает на образец, перпендикулярно его поверхности, а твердость определяется по высоте отскока шарика и обозначается HS.

Метод Кузнецова — Герберта — Ребиндера — твёрдость определяется временем затухания колебаний маятника, опорой которого является исследуемый металл.

Испытание на ударную вязкость

Ударная вязкость характеризует способность материала оказывать сопротивление динамическим нагрузкам и проявляющейся при этом склонности к хрупкому разрушению. Для испытания на удар изготовляют специальные образцы с надрезом, которые потом разрушают на маятниковом копре (рис.3). По шкале маятникового копра определяют работу К, затраченную на разрушение, и рассчитывают основную характеристику, получаемую в результате этих испытаний – ударную вязкость. Она определяется отношением работы разрушения образца к площади его поперечного сечения и измеряется в МДж/м 2 .

Для обозначения ударной вязкости применяют буквы КС и добавляют третью, которая указывает на вид надреза на образце: U, V, T. Запись KCU означает ударную вязкость образца с U-подобным надрезом, KCV – с V-подобным надрезом, а KCT – с трещиной, созданной в основании надреза. Работа разрушения образца при проведении ударных испытаний содержит две составляющие: работу зарождения трещины (Аз) и работу распространения трещины (Ар).

Определение ударной вязкости особенно важно для металлов, которые работают при низких температурах и выявляют склонность к хладноломкости, то есть к снижению ударной вязкости при понижении температуры эксплуатации.

Рис. 3. Схема маятникового копра и ударного образца

При проведении ударных испытаний образцов с надрезом при низких температурах определяют порог хладноломкости, который характеризует влияние снижения температуры на склонность материала к хрупкому разрушению. При переходе от вязкого к хрупкому разрушению наблюдается резкое снижение ударной вязкости в интервале температур, который имеет название температурный порог хладноломкости. При этом изменяется строение излома от волокнистого матового (вязкое разрушение) к кристаллическому блестящему (хрупкое разрушение). Порог хладноломкости обозначают интервалом температур (tв.– tхр.) или одной температурой t50, при которой в изломе образца наблюдается 50% волокнистой составляющей или же величина ударной вязкости снижается в два раза.

О пригодности материала к работе при заданной температуре судят по температурному запасу вязкости, который определяется по разнице между температурой эксплуатации и переходной температурой хладноломкости, и чем он больше, тем надежнее материал.

Испытание на усталость

Усталость – процесс постепенного накопления повреждений материала под действием повторно-переменных напряжений, которые приводят к образованию трещин и разрушений. Усталость металла вызывается концентрацией напряжений в отдельных его объемах (в местах скопления неметаллических и газовых включений, структурных дефектов). Свойство металла сопротивляться усталости называется выносливостью.

Испытания на усталость проводят на машинах для повторно-переменного изгибания вращающегося образца, закрепленного одним или обоими концами, или на машинах для испытаний на растяжение-сжатие, или на повторно-переменное скручивание. В результате испытаний определяют предел выносливости, который характеризует сопротивление материала усталости.

Предел выносливости – максимальное напряжение, при действии которого не происходит усталостного разрушения после базового количества циклов нагружения.

Предел выносливости обозначается σ_R, где R – коэффициент асимметрии цикла.

Для определения предела выносливости проводят испытания не менее десяти образцов. Каждый образец испытывают только при одном напряжении до разрушения или при базовом числе циклов. Базовое число циклов должно быть не ниже 107 нагружений (для стали) и 108 (для цветных металлов).

Важной характеристикой конструкционной прочности является живучесть при циклическом нагружении, под которой понимают продолжительность эксплуатации детали от момента зарождения первой макроскопической усталостной трещины размером 0,5…1 мм до окончательного разрушения. Живучесть имеет особое значение для надежности эксплуатации изделий, безаварийная работа которых поддерживается путем раннего обнаружения и предотвращения дальнейшего развития усталостных трещин.

“>