Bài giảng Cơ sở Lý thuyết biến dạng dẻo kim loại - Đinh Bá Trụ

249 trang phuongnguyen 4430

Download

Bạn đang xem 20 trang mẫu của tài liệu "Bài giảng Cơ sở Lý thuyết biến dạng dẻo kim loại - Đinh Bá Trụ", để tải tài liệu gốc về máy bạn click vào nút DOWNLOAD ở trên

Tài liệu đính kèm:

bai_giang_co_so_ly_thuyet_bien_dang_deo_kim_loai_dinh_ba_tru.pdf

Nội dung text: Bài giảng Cơ sở Lý thuyết biến dạng dẻo kim loại - Đinh Bá Trụ

Học viện kỹ thuật Quân sự === Đinh bá Trụ Cơ sở Lý thuyết biến dạng dẻo kim loại Hà Nội 2-2000
Lời nói đầu Gia công kim loại bằng áp lực là một ngành cơ bản trong sản xuất cơ khí. Công nghệ gia công kim loại bằng áp lực cho phép tạo ra các sản phẩm có hình dáng kích thức phức tạp, nhất là cho tổ chức kim loại để có chất l−ợng về cơ tính tốt và cho năng suất cao, giá thành hạ. Công nghệ gia công áp lực hiện đại đang đ−ợc chuyển giao vào Việt Nam, nh− công nghệ sản xuất khung và vỏ ôtô xe máy, công nghệ sản xuất chi tiết phụ tùng phục vụ nội địa hóa các sản phẩm cơ khí. Các công nghệ gia công kim loại bằng áp lực đ−ợc xây dựng trên cơ sở lý thuyết biến dạng dẻo kim loại, khoa học nghiên cứu cơ sở biến dạng vi mô và các thuộc tính biến dạng của vật liệu, nghiên cứu tính toán tr−ờng ứng suất và biến dạng d−ới tác dụng của ngoại lực nhằm khai thác hết tiềm năng biến dạng dẻo của vật liệu, tối −u công nghệ, để xác định đ−ợc quy trình công nghệ biến dạng dẻo hợp lý nhất. Cuốn sách “ Cơ sở lý thuyết biến dạng dẻo kim loại” đ−ợc biên soạn với các nội dung sau: Các ch−ơng 1, 2, 3 giới thiệu lý thuyêt biến dạng dẻo vật lý, nghiên cứu các quy luật biến dạng của vật liệu từ cấu trúc và bản chất vật liệu. Các ch−ơng 4, 5, 6 giới thiệu lý thuyết về biến dạng, ứng suất, điều kiện dẻo nhằm mục tiêu tính toán bài toán dẻo. Ch−ơng 7 giới thiệu tổng hợp thuộc tính dẻo và trở lực biến dạng của vật liệu, tạo điều kiện khai thác hết tính năng dẻo của chúng. Cuối sách có các câu hỏi dùng để ôn tập. Sách đ−ợc biên soạn theo ch−ơng trình giảng dạy Đại học chuyên ngành công nghệ gia công áp lực và chuyên ngành chế tạo Vũ khí - Đạn tại Học viện Kỹ thuật quân sự. Sách dùng làm sách giáo khoa cho sinh viên và làm sách tham khảo cho các kỹ s− chuyên ngành. Rất mong có sự đóng góp ý kiến của các bạn đọc. Xin chân thành cảm ơn. Tác giả 3
Mục lục Trang Mục lục Lời nói đầu Mở đầu Khái quát về gia công áp lực 1.1. Vai trò và sự phát triển của chuyên ngành GCAL 1.2. Đối t−ợng nghiên cứu cơ bản của môn học lý thuyết biến dạng dẻo và gia công áp lực kim loại 1.3. ứ ng dụng kỹ thuật biến dạng tạo hình trong sản xuất quốc phòng Ch−ơng 1 Cơ chế biến dạng dẻo và Quá trình Vật lý- Hoá học khi Biến dạng dẻo 2.1. Khái niệm về biến dạng dẻo 2.2. Cơ chế biến dạng dẻo : Tr−ợt và sự chuyển động của lệch 2.3. Biến dạng dẻo đơn tinh thể và đa tinh thể 2.4. Hoá bền khi biến dạng dẻo nguội và Đ−ờng cong biến dạng 2.5. Biến dạng dẻo ở nhiệt độ cao- Hồi phục và kết tinh lại- phân loại 2.6. Chuyển biến pha khi biến dạng dẻo 2.7. Hiệu ứng nhiệt khi biến dạng dẻo 2.8. Biến dạng dẻo khi có pha lỏng và BDD kim loại lỏng 2.9. ảnh h−ởng của điều kiện biến dạng dẻo đến sự thay đổi tính chất của kim loại 2.10. Các hiện t−ợng:Từ biến-mỏi của kim loại Ch−ơng 3. Ma sát tiếp xúc trong gia công áp lực Sự 5
phân bố không đều của ứng suất và biến dạng 3.1. Khái niệm về ma sát và vai trò ma sát trong gia công áp lực 3.2. Cơ chế sinh ra ma sát khô 3.3. Bôi trơn và ảnh h−ởng của chúng đến lực ma sát 3.4. Các định luật về ma sát và ứng dụng 3.5. Các yếu tố ảnh h−ởng đến ma sát và hệ số ma sát. Cách xác định hệ số ma sát 3.6. Sự phân bố không đều của ứng suất và biến dạng 3.7. ảnh h−ởng của phần ngoài vùng biến dạng đến trạng thái ứng suất và biến dạng 3.8. Định luật trở lực nhỏ nhất 3.9. Các hiện t−ợng sinh ra khi biến dạng không đều 3.10. ứng suất d− Ch−ơng IV Trạng thái ứng suất 4.1. Khái niệm chung 4.2. Trạng thái ứng suất tại một điểm 4.3. ứng suất pháp chính 4.4. Tenxơ ứng suất 4.5. ơlíp cầu ứng suất 4.6. ứng suất tiếp chính 4.7. ứng suất 8 mặt 4.8. Vòng Mo ứng suất 4.9. Ph−ơng trình vi phân cân bằng tĩnh lực trạng thái ứng suất khối 4.10 Trạng thái ứng suất đối xứng trục và trạng thái phẳng Ch−ơng V Biến dạng và tốc độ biến dạng 6
5.1. Khái niệm biến dạng dẻo nhỏ và tốc độ biến dạng 5.2. Thành phần của chuyển vị và biến dạng của phân tố 5.3. Tính liên tục của biến dạng 5.4. Tốc độ chuyển vị và tốc độ biến dạng 5.5. Biến dạng đồng nhất và không đồng nhất Ch−ơng VI Điều kiện dẻo và phân tích quá trình biến dạng dẻo 6.1. Điều kiện chảy dẻo Treska-Saint-Vnant 6.2. Điều kiện dẻo năng l−ợng von Misses 6.3. ý nghĩa vật lý và hình học của điều kiện dẻo 6.4. Điều kiện dẻo trong trạng thái ứng suất phẳng và đối xứng trục 6.5. ả nh h−ởng của giá trị ứng suất chính trung gian 6.6. Quan hệ giữa ứng suất và biến dạng khi biến dạng 6.7. Phân tích sơ đồ cơ học của ứng suất và biến dạng Ch−ơng VII Trở lực biến dạng và Tính dẻo của vật liệu kim loại 7.1. Một số thuộc tính biến dạng của vật liệu 7.2. Khái niệm về trở lực biến dạng và tính dẻo của vật liệu 7.3. ảnh h−ởng của thành phần hoá học đến trở lực biến dạng và tính dẻo của kim loại 7.4. ảnh h−ởng của tổ chức kim loại 7.5. ảnh h−ởng của nhiệt độ đến tính dẻo và trở lực biến dạng 7.6. ảnh h−ởng của tốc độ biến dạng đến tính dẻo và trở lực biến dạng 7.7. ảnh h−ởng của trạng thái ứng suất đến trở lực biến dạng 7.8. Trạng thái siêu dẻo của vật liệu 7
Câu hỏi ôn tập Tài liệu tham khảo 8
Mở đầu Khái quát về gia công áp lực kim loại I. vai trò và sự phát triển của chuyên ngành GCAL Công nghệ GCAL có từ rất lâu đời, nh−ng mi đến vài thế kỷ nay mới đ−ợc phát triển, chính là nhờ có sự phát triển của lý thuyết biến dạng dẻo và lý thuyết gia công áp lực. Lý thuyết biến dạng dẻo và gia công áp lực kim loại dựa trên cơ sở cơ học môi tr−ờng liên tục, cơ học vật rắn biến dạng, lý thuyết dẻo, kim loại học vật lý, đại số tuyến tính. Ngày nay, đang có một cuộc cách mạng về biến dạng tạo hình. Các thành tựu lớn của cơ học vật rắn biến dạng, toán học, kỹ thuật mô phỏng đ tạo cho lý thuyết và công nghệ GCAL một sức mạnh mới. Ta có thể xác định đ−ợc công nghệ biến dạng tối −u, sử dụng hết khả năng biến dạng của vật liệu, tận dụng nguồn năng l−ợng và nhất là nhờ sử dụng kỹ thuật mô phỏng đ đ−a ngành GCAL giải quyết công nghệ tạo hình không cần chế thử, một giai đoạn tốn phí tiền của để chế tạo khuôn thử nghiệm và chi phí nguyên vật liệu thử nghiệm. Ph−ơng pháp Công nghệ Gia công kim loại bằng áp lực, hay Công nghệ Biến dạng tạo hình là một ph−ơng pháp công nghệ, vừa là công nghệ chuẩn bị - tạo phôi cho công nghệ cơ khí vừa là công nghệ tạo hình sản phẩm cuối cùng, không những cho phép tạo ra hình dáng, kích th−ớc sản phẩm mà còn cho sản phẩm kim loại một chất l−ợng cao về các tính chất cơ - lý - hoá, tiết kiệm nguyên vật liệu, và cho năng suất lao động cao, từ đó hạ giá thành sản phẩm. Là dạng công nghệ duy nhất cùng một lúc biến đổi Hình dáng Kích th−ớc và Tổ chức kim loại , nên chúng đ−ợc ứng dụng khi yêu cầu chất l−ợng sản phẩm cao. Trong điều kiện biến dạng và xử lý nhiệt nhất định, tổ chức kim loại thay đổi: phá bỏ tổ chức đúc, tạo tổ chức thớ, làm nhỏ hạt tinh thể, tạo têctua, phá vỡ và làm phân tán các hạt tạp chất nhờ đó làm tăng tính bền, độ dai va đập, khả năng chịu mỏi, chịu va đập, tăng tuổi thọ sản phẩm. Sản phẩm của Công nghệ áp lực rất đa dạng, gia công nhiều loại vật liệu. Có thể tạo ra trạng thái siêu dẻo, gia công với biến dạng lớn hoặc gia công các vật liệu khó biến dạng. 9
Công nghệ gia công kim loại bằng áp lực là th−ớc đo trình độ phát triển của một nền công nghiệp quốc gia. Các công nghệ gia công áp lực kinh điển, nh− Cán- Kéo-ép-Rèn-Dập, chiếm trên 80% tổng sản l−ợng các sản phẩm kim loại và hợp kim, đang tiếp tục hoàn thiện công nghệ, bảo đảm năng suất chất l−ợng sản phẩm. Ngành gia công áp lực còn mở ra một số h−ớng nghiên cứu mới và ph−ơng pháp công nghệ mới: 1. Phát triển lý thuyết biến dạng dẻo , ứng dụng các thành tựu khoa học kỹ thuật mới vào giải bài toán lý thuyết gia công áp lực. Đ−a các ph−ơng pháp toán mới, quan trong nhất là đ−a ph−ơng pháp số (nh− ph−ơng pháp phần tử hữu hạn, ph−ơng pháp biến phân, ph−ơng pháp phần tử biên) kết hợp sử dụng máy tính điện tử vào việc giải bài toán biến dạng dẻo. Từ đó có thể mô phỏng trạng thái ứng suất và biến dạng, mô phỏng quá trình chảy dẻo của vật liệu, quan sát đ−ợc chiều sâu bên trong của quá trình biến dạng mà điều khiển chúng. Đ−a tính toán tối −u giải bài toán công nghệ tạo hình và khuôn, bảo đảm tận dụng hết tính năng thiết bị. Nhờ ph−ơng pháp số ứng dụng trong biến dạng tạo hình đ giải quyết bài toán biến dạng lớn, đ−a nhiều yếu tố thực vào trong quá trình giải bài toán biến dạng. Xây dựng nhiều mô hình thuộc tính vật liệu và nhất là vật liệu độ bền cao, vật liệu composit, thích ứng các vật liệu mới đ−ợc đ−a vào sử dụng. Kết hợp các yếu tố biến dạng tác động biến đổi tổ chức bên trong vật liệu với xử lý nhiệt để tạo ra vật liệu có tổ chức kim t−ơng có độ bền cao, công nghệ này đ thành một công nghệ sản xuất hàng loạt lớn, nhờ đó tiết kiệm rất nhiều vật liệu, nhất là vật liệu xây dựng. Cũng bằng h−ớng công nghệ tác động bằng cơ nhiệt đ tạo hiệu ứng siêu dẻo hoặc tếctua, làm vật liệu có tính dẻo đặc biệt, dùng biến dạng tạo hình các chi tiết có nhiều thành vách mỏng, hình dáng phức tạp. 2. ứng dụng CAD/CAM/CIM trong các khâu sản xuất ứng dụng công nghệ thông tin tiến hành Thiết kế công nghệ, thiết bị, và khuôn, nhờ trợ giúp của các phần mềm cơ khí chế tạo máy và các phần mềm chuyên dùng về thiết kế biến dạng tạo hình đ thiết kế nhanh chóng các bộ khuôn dập phức tạp, có thể nhanh chóng thay đổi kết cấu, mẫu m, năng suất tăng hàng trăm 10
lần. Tr−ớc đây, mỗi sản phẩm mới đều phải qua khâu sản xuất thử, phải thiết kế và chế tạo khuôn, gia công thử, sau dập thử và kiểm tra còn cần chỉnh sửa khuôn và chế tạo lại khuôn ứng dụng phần mềm thiết kế và kỹ thuật mô phỏng, có khả năng kiểm tra đánh giá độ chính xác về hình dáng kích th−ớc, về độ bền, độ tin cậy của công nghệ và khuôn, thay cho việc sản xuất thử tốn kém. Hiện nay, nhiều máy điều khiển theo ch−ơng trình số CNC đang đ−ợc sử dụng để gia công các khuôn mẫu dùng trong GCAL, nhờ thiết bị này, công việc gia công các bề mặt phức tạp đ−ợc xử lý nhanh chóng, chính xác. Đ có các ch−ơng trình liên kết sau khi thiết kế xong khuôn, có thể m hoá, chuyển ngay sang điều khiển máy CNC gia công, không cần giai đoạn lập trình riêng. Vì vậy, đ liên kết khâu thiết kế và chế tạo khuôn làm một. Mặt khác, đ ứng dụng hệ thống điều khiển tự động, các mạch công suất cao, tạo ra các khối mạch điều khiển các máy GCAL, đồng thời đ có nhiều dây chuyền sản xuất tự động với sự điều khiển của trung tâm máy tính. 3. Tạo ra các ph−ơng pháp gia công đặc biệt : ngoài các ph−ơng pháp công nghệ đ biết nh− gia công bằng năng l−ợng cao, gia công các vật liệu bột, bimêtan, ngày nay đang phát triển công nghệ sản xuất chi tiết từ ép vật liệu hạt, ta có thể nhận đ−ợc các sản phẩm với thành phần bất kỳ, phân bố thành phần tại các vùng khác nhautuìy theo điều kiện chịu tải cua sản phẩm, đó là các vật liệu composit mới. Một ph−ơng pháp gia công các vật liệu khó biến dạng, cấu tạo bằng các thành phần (cấu tử đặc biệt) bằng công nghệ ép bán lỏng . Công nghệ này cần nung nóng chảy vật liệu nền, còn thành phần tăng bền, gia cố hoặc thành phần có thuộc tính đặc biệt khác vẫn ở trạng thái hạt rắn, sau đó đổ vào khuôn và đ−a vào ép. Từ đó ta đ−ợc vật liệu có tính năng đặc biệt theo yêu cầu. Từ các vấn đề nêu trên, khoa học và kỹ thuật GCAL của thế giới đ có rất nhiều biến đổi, nhiều ph−ơng pháp tính toán mới, công nghệ hiện đại xuất hiện, đ giải quyết các nhiệm vụ sản xuất một cách nhanh chóng và hiệu quả kinh tế cao. Mặt khác, đòi hỏi con ng−ời có trình độ khoa học kỹ thuật cao, có hiểu biết sâu rộng về kiến thức cơ bản và kiến thức chuyên ngành, có trình độ tin học tốt. 11
II. Vai trò của lý thuyết biến dạng dẻo trong công nghệ gia công áp lực Môn khoa học biến dạng dẻo và gia công áp lực này có thể nghiên cứu từ nhiều mặt khác nhau: 1. Về mặt cơ học biến dạng dẻo : Bằng ph−ơng pháp toán học nghiên cứu trạng thái ứng suất và biến dạng trong vật thể biến dạng, xác định quan hệ giữa ứng suất và biến dạng. Từ đó, xác định điều kiện lực cần thiết chuyển từ trạng thái đàn hồi sang trạng thái dẻo. Kết quả nghiên cứu cho ph−ơng pháp tính toán lực và công biến dạng, làm cơ sở cho việc phân tích ứng suất và biến dạng. 2. Về mặt vật lý quá trình biến dạng kim loại : Nghiên cứu bằng thực nghiệm và lý thuyết cơ chế biến dạng tạo hình kim loại, xác định sự ảnh h−ởng của các yếu tố đến quá trình biến dạng. Có nghĩa là nghiên cứu các đặc tr−ng vật lý của biến dạng dẻo kim loại, sự ảnh h−ởng của nhiệt độ, mức độ biến dạng, tốc độ biến dạng và dạng của trạng thái ứng suất đối với quá trình biến dạng dẻo, xác định quan hệ vật lý của biến dạng dẻo, đồng thời nghiên cứu ảnh h−ởng của ma sát và các yếu tố khác đến quá trình biến dạng. Kết quả nghiên cứu cho phép xác định điều kiện tối −u phân bố ứng suất và biến dạng đồng điều. 3. Về mặt vật lý - hoá học: Nghiên cứu các vấn đề quan hệ giữa biến dạng dẻo kim loại với thành phần hoá học và trạng thái pha của vật liệu. Từ đó tìm ra sự ảnh h−ởng của các yếu tố cơ nhiệt đến thuộc tính biến dạng, tạo điều kiện để đạt biến dạng dẻo nhiều nhất và xác định hợp lý chế độ biến dạng cho vật liệu khó biến dạng dẻo. Nh−ng do rất nhiều yếu tố tác động, lý thuyết toán học gia công áp lực kim loại không thể giải quyết hết mọi vấn đề sản xuất thực tế nêu ra. Chính vì vậy, môn khoa học này còn cần đến các thực nghiệm, các tổng kết kinh nghiệm sản xuất thực tế, từ đó tìm ra các quy luật sát thực. Biết rằng, tính dẻo là yếu tố trạng thái của vật chất, chúng quan hệ với các điều kiện của biến dạng: sơ đồ cơ học của biến dạng, nhiệt độ, tốc độ, mức độ biến dạng và các điều kiện bên ngoài nh− ma sát, môi tr−ờng. 12
Vì vậy, trọng tâm nghiên cứu của Lý thuyết biến dạng dẻo vật lý là: 1. Nghiên cứu tác động điều kiện nhiệt và cơ học đến sự biến dạng tạo hình kim loại, nghiên cứu ảnh h−ởng của điều kiện nhiệt độ, ma sát để xác lập một chế độ công nghệ biến dạng tối −u. 2. Nghiên cứu sự ảnh h−ởng của gia công biến dạng đến các tính chất cơ học - vật lý - hoá học của kim loại từ đó khai thác hết tiềm năng của vật liệu nhằm thu đ−ợc sản phẩm có chất l−ợng cao về các tính năng. 3. Nghiên cứu các ph−ơng pháp biến dạng tạo hình để xác lập mối quan hệ tối −u giữa kích th−ớc hình dáng của phôi và sản phẩm, bảo đảm điều kiện kim loại biến dạng lớn nhất, hợp lý nhất, độ chính xác kích th−ớc tốt nhất. 4. Nghiên cứu trở lực biến dạng của vật liệu, lực và công biến dạng để có thể sử dụng hết đ−ợc công suất thiết bị. Bảo đảm trong điều kiện năng suất cao, chất l−ợng sản phẩm tốt, tiêu hao nguyên liệu và năng l−ợng ít. III. ứng dụng kỹ thuật biến dạng tạo hình trong sản xuất quốc phòng Các sản phẩm vũ khí đạn là dạng sản phẩm yêu cầu cao về chất l−ợng. Chúng chịu tác dụng của áp lực xung nổ, chịu tác dụng nhiệt độ cao, chịu va đập mạnh , nên đòi hỏi sử dụng công nghệ biến dạng tạo hình. Công nghệ rèn: dùng trong sản xuất phôi các loại nòng pháo, nòng súng. Công nghệ dập khối dùng trong sản xuất các chi tiết của pháo, dập đầu đạn, dập vỏ một số loại động cơ loa phụt đạn phản lực. Công nghệ dập vuốt dùng trong sản xuất các loại vỏ liều đạn các cỡ. Công nghệ miết ép dùng chế tạo các ống thành mỏng chịu áp lực lớn làm vỏ động cơ tên lửa. Công nghệ ép bán lỏng dùng ép các thân cánh tên lửa. Do vũ khí đạn sử dụng các vật liệu đặc thù, th−ờng tính năng biến dạng dẻo kém, nên, cần xác định chính xác các chế độ công nghệ gia công. Nh− nòng pháo th−ờng dùng thép hợp kim hóa tốt độ bền cao 38XH2M. Thép này có độ dẫn nhiệt kém, khi gia công đòi hỏi xác định chính xác chế độ biến dạng, đồng thời 13
bảo đảm chế độ nung và làm nguội. Xác định đ−ợc chế độ công nghệ đúng và hợp lý phải trên cơ sở nghiên cứu giải bài toán tổng hợp về xác định tính năng vật liệu, giải bài toán ứng suất biến dạng, xác định điều kiện biến dạng, tốc độ biến dạng tối −u, khai thác đ−ợc tiềm năng biến dạng của vật liệu. Trong sản xuất các loại tàu, uốn vỏ tàu, dập các chi tiết lắp trên tàu cũng cần sử dụng công nghệ gia công áp lực. Trong sản xuất các loại xe quân sự, công nghệ dập tấm dùng trong dập vỏ xe, công nghệ dập khối dùng sản xuất các loại bánh răng, các trục xoắn trong xe tăng, xe thiết giáp. Nh− vậy, nghiên cứu sản xuất quốc phòng, cần đặt trọng tâm vào nghiên cứu quá trình biến dạng tạo hình, có nghĩa là dựa trên các cơ sở lý thuyết về biến dạng dẻo kim loại. IV. Nguyên tắc thiết lập chế độ công nghệ Nh− trên đ nêu, nhờ biến dạng dẻo đ phá vỡ tổ chức đúc, hàn gắn các khuyết tật do đúc, tạo tổ chức kim loại mới tốt hơn. Có nghĩa là Biến dạng dẻo đ tác động vào bên trong vật liệu kim loại, làm thay đổi trạng thái tổ chức pha và cấu trúc hạt theo một chế độ cơ nhiệt. Nh− vậy, cần tác động một tỷ số rèn nhất định ( trên 4~8). Trong các ph−ơng pháp biến dạng dẻo, dòng chảy của kim loại là không đồng đều, phân bố ứng suất và biến dạng là không đều, từ đó ta đ−ợc các tính năng cơ lý hoá không đều tại các vùng khác nhau. Đối với các sản phẩm thông dụng, ảnh h−ởng của biến dạng không đều và tính năng không đều đó có thể bỏ qua. Nh−ng đối với các sản phẩm quân sự, yêu cầu chất l−ợng cao và đồng đều hoặc yêu cầu bảo đảm chất l−ợng cao tại các vùng chỉ định, việc nghiên cứu phân bố ứng suất và biến dạng là quan trọng. Từ lý thuyết, nghiên cứu dòng chảy theo 3 chiều để xác định chế độ tạo hình và điều khiển tính năng của vật liệu. Các thông số công nghệ chủ yếu cần xác định là: lực, tốc độ gia công và tốc độ biến dạng, ma sát tiếp súc, độ biến dạng, nhiệt độ. 14
- Tr−ớc hết cần nhận dạng vật liệu. Để làm cơ sở tính toán, cần xác định đ−ợc mô hình vật liệu trong điều kiện biến dạng. Công nghệ biến dạng dựa trên cơ sở khả năng biến dạng của vật liệu trong điều kiện nhiệt độ - tốc độ biến dạng. Nh− vậy, cần dựa trên giới hạn chảy của vật liệu và tính dẻo của chúng để có thể tăng độ biến dạng mà không gây ra phá huỷ vật liệu. Cần xác định thuộc tính biến dạng là đàn dẻo, đàn dẻo lý t−ởng, đàn nhớt với việc sử dụng mô hình tính toán cho phù hợp. - Trên cơ sở lý thuyết biến dạng dẻo, xác định chế độ biến dạng cho từng b−ớc hoặc từng nguyên công, để cho số b−ớc là ít nhất và cho tỷ số rèn là tốt nhất. Mặt khác, ảnh h−ởng của biến dạng dẻo đến tính chất vật lý và cơ học của vật liệu liên hệ chặt với các yếu tố công nghệ tại các nguyên công cuối cùng tạo ra sản phẩm. Nh− vậy cần xử lý đúng mối quan hệ về tính kế thừa và tính cải biến của tổ chức tính chất vật liệu. - Nghiên cứu sự chảy dẻo của kim loại cần biết tr−ớc các đặc tr−ng cơ học của vật liệu, từ đó tính toán các thông số biến dạng; có nghĩa là, không thể thiết lập quy trình công nghệ biến dạng khi ch−a biết khả năng chảy dẻo của chúng. Các thuộc tính cơ học đ−ợc xác định bằng thử kéo đơn, trong điều kiện nhiệt độ, độ biến dạng và tốc độ biến dạng phù hợp với điều kiện gia công. - Lý thuyết chảy dẻo 2 chiều cho phép phân tích sự phân bố ứng suất và biến dạng trong ổ biến dạng của phôi, nh−ng ch−a tích hợp đ−ợc sự tác động đó, nên chỉ có thể xác định các thông số công nghệ trung bình. Biến dạng dẻo chỉ có thể sảy ra khi thoả mn điều kiện dẻo nhất định. Tuỳ theo điều kiện biến dạng, cần chọn điều kiện dẻo Von Misses hay Treska-St.Vnant. Trên cơ sở tr−ờng phân bố c−ờng độ ứng suất và điều kiện dẻo, ta có thể biết đ−ợc sự biến dạng dẻo của các vùng khác nhau và phân tích đ−ợc sự biến dạng không đều đó, tìm đ−ợc lực biến dạng cần thiết. Tr−ớc đây ph−ơng pháp l−ới đ−ờng tr−ợt là ph−ơng pháp cho phép thấy đ−ợc sự biến dạng không đều tại các vùng. - Nay nhờ sự phát triển của toán học, có thể giải hệ ph−ơng trình vi phân đạo hàm riêng bằng ph−ơng pháp số, ph−ơng pháp phần tử hữu hạn, nên ta có thể phân tích đ−ợc sự phân bố khá chính xác của tr−ờng ứng suất và biến dạng. Tr−ớc đây, 15
nghiên cứu tr−ờng tốc độ biến dạng cũng rất khó, nay nhờ ph−ơng pháp PTHH, giải bài toán Lagrange, cũng có thể phân tích tr−ờng phân bố tốc độ biến dạng, thấy đ−ợc véc tơ biến dạng tại các điểm - Sự biến dạng tr−ợt của trên bề mặt tiếp xúc chịu ảnh h−ởng rất lớn của ma sát tiếp xúc, sự ảnh h−ởng của ma sát tiếp xúc bị lan truyền vào bên trong ổ biến dạng, càng làm cho sự biến dạng không đều tăng. Mặt khác, ma sát tiếp xúc ngăn cản kim loại điền đầy lòng khuôn, làm tăng đôk mài mòn mặt lòng khuôn, tăng trở lực biến dạng. Ngày nay để tìm lời giải chính xác cho bài toán biến dạng dẻo, quan hệ rất chặt với việc tìm đúng quy luật tác dụng của ma sát tiếp xúc. Hệ số ma sát có thể coi là tỷ lệ giữa ứng suất tiếp trên bề mặt tiếp xúc với ứng suất tiếp lớn nhất, hay là cosin của góc thoát của đ−ờng tr−ợt trên mặt tiếp xúc. - Sơ đồ cơ học biến dạng cũng có tác động rất lớn trong xác định chế độ công nghệ. Dòng chảy dẻo là sự chuyển dịch theo các h−ớng của kim loại. Dòng chảy dẻo kim loại đ−ợc tạo ra do sự dịch chuyển của dụng cụ so với phôi và dòng chảy dẻo dịch chuyển do kim loại không nén đ−ợc, do sơ đồ trạng thái ứng suất quyết định và h−ớng chảy còn theo định luật trở lực nhỏ nhất. Sử dụng phân tố biểu diễn trạng thái ứng suất đồng thời có thể dùng phân tố khối biểu diễn trạng thái biến dạng của một điểm. - Biến dạng và hiệu ứng nhiệt độ: Khi biến dạng dẻo, một l−ợng công biến dạng chuyển thành nhiệt. Nhiệt l−ợng sinh ra phụ thuộc nhiều yếu tố, chủ yếu do nội ma sát, do tổ chức và cấu trúc kim loại. Do hiệu ứng nhiệt, làm kim loại chuyển trạng thái pha, làm thay đổi tính dẻo của vật liệu. - Tốc độ biến dạng: Khi tốc độ biến dạng tăng, giới hạn chảy tăng và trở lực biến dạng tăng. Tính dẻo của vật liệu còn phụ thuộc tốc độ biến dạng, một số vật liệu nhạy cảm đối với tốc độ biến dạng, nên khi xác định công nghệ cần xác định thuộc tính dẻo của vật liệu trong điều kiện tốc độ biến dạng t−ơng ứng. 16
Ch−ơng 1 Cơ chế biến dạng dẻo kim loại và quá trình vật lý - hoá học khi biến dạng dẻo 1.1. Khái niệm về biến dạng dẻo 1.1.1. Biến dạng đàn hồi và dẻo của kim loại Trong kim loại, các nguyên tử (iôn) tồn tại lực tác dụng t−ơng hỗ, gồm các lực đẩy và lực kéo. Tại một nhiệt độ nhất định chúng dao động quanh vị trí cân bằng. Nhờ vậy, vật thể tồn tại với một hình dáng kích th−ớc nhất định. Theo quan điểm năng l−ợng, các nguyên tử tồn tại ở vị trí năng l−ợng tự do thấp nhất, tuỳ thuộc cấu trúc tinh thể. Các nguyên tử ở mạng tinh thể lập ph−ơng thể tâm (LPTT) có năng l−ợng tự do cao hơn, trong khi đó ở mạng lập ph−ơng diện tâm (LPDT), năng l−ợng tự do thấp hơn. D−ới tác dụng của ngoại lực hoặc nhiệt độ, làm thay đổi thế năng của nguyên Hình 1.1 Biểu đồ thế năng giữa các nguyên tử 17
tử, các nguyên tử rời khỏi vị trí cân bằng. Ta có thể nhận thấy thông qua sự thay đổi kích th−ớc của vật thể. Lực càng lớn, nhiệt độ càng cao, thể năng càng tăng. Nếu năng l−ợng làm nguyên tử cách xa nhau, khi năng l−ợng không đủ v−ợt qua một giá trị nhất định, ng−ỡng lớn nhất, sau khi thôi lực hoặc giảm nhiệt, các nguyên tử quay về vị trí ban đầu. Sự dịch chuyển của các nguyên tử tạo ra sự biến dạng. Ng−ời ta chia ra các kiểu biến dạng : biến dạng đàn hồi, biến dạng dẻo, phá huỷ. Vật thể d−ới tác dụng ngoại lực bị biến dạng. Nếu sau khi cất tải biến dạng bị mất đi, vật thể trở về hình dáng kích th−ớc ban đầu, nh− khi ch−a bị tác dụng lực, ta gọi biến dạng đó là biến dạng đàn hồi. Biến dạng đàn hồi phụ thuộc hai yếu tố lực và nhiệt độ, ta có thể biểu diễn: σ ε = + λ∆t (1.1) M R trong đó: MR- hệ số đàn hồi λ- hệ số dZn nở nhiệt ∆t- gia số biến đổi nhiệt Giải ph−ơng trình trên không đơn giản, vì giá trị biến dạng đàn hồi còn chịu ảnh h−ởng của nhiều yếu tố khác, nh− về tổ chức kim loại: dung dịch rắn hay hỗn hợp cơ học. Khi tăng năng l−ợng tự do của nguyên tử v−ợt qua một giới hạn, nguyên tử kim loại chuyển dời sang một vị trí mới xa hơn và ổn định hơn, không trở về vị trí cân bằng cũ khi thôi lực tác dụng. Tổng sự dịch chuyển của các nguyên tử sang vị trí mới tạo nên một độ biến dạng d−, hay một sự thay đổi hình dáng và kích th−ớc vật thể, gọi là biến dạng dẻo, hay biến dạng d−. Để tạo nên sự dịch chuyển sang vị trí mới không gây nên sự phá huỷ các mối liên kết, phải bảo đảm trong quá trình các nguyên tử dịch chuyển khoảng cách giữa các nguyên tử không đ−ợc v−ợt quá kích th−ớc vùng lực tác dụng t−ơng hỗ kéo giữa các nguyên tử (hình 1.1). Khi cất tải, biến dạng sau khi biến dạng dẻo, các nguyên tử có xu thế chiếm vị trí cân 18
bằng mới, thiết lập lại mối quan hệ và liên kết giữa các nguyên tử. Nh−ng biến dạng dẻo không làm thay đổi thể tích của vật thể biến dạng. 1.1.2. Phá huỷ Phá huỷ là ngoài sự thay đổi hình dáng và kích th−ớc của vật thể d−ới tác dụng của ngoại lực, sau khi cất tải chúng không còn giữ nguyên liên kết ban đầu giữa các nguyên tử hoặc các phần. Phá huỷ là nứt, gZy, vỡ mối liên kết giữa các nguyên tử do ứng suất kéo gây nên. Cần phân biệt khái niệm biến dạng dẻo và phá huỷ. 1.2. Cơ chế biến dạng dẻo - Tr−ợt và sự chuyển động của lệch 1.2.1. Biến dạng dẻo đơn tinh thể a. Tr−ợt và cơ chế biến dạng tr−ợt . Biến dạng dẻo kim loại đ−ợc thực hiện bằng cách tr−ợt hoặc song tinh, đó là một quá trình chuyển dịch song song t−ơng đối, không đồng thời giữa hai phần (lớp) rất nhỏ của mạng tinh thể. Quá trình tr−ợt xảy ra từ từ theo một mặt và ph−ơng nhất định và −u tiên cho những mặt và ph−ơng có góc định h−ớng với ngoại lực thuận lợi, sao cho ứng suất tiếp lớn nhất trên mặt và ph−ơng đó lớn hơn một giá trị giới hạn. Hình 1.2 Tr−ợt giữa các mặt tinh thể Tr−ợt là một quá trình chuyển động t−ơng đối giữa hai phần tinh thể, ở đây sự chuyển dịch t−ơng đối bao hàm một loạt mặt hoặc lớp mỏng tạo thành dải tr−ợt, ở những vùng trung gian giữa các mặt tr−ợt không có biến dạng. Thực nghiệm cho thấy, khoảng cách giữa các mặt tr−ợt có giá trị khoảng 1 àm, trong khi đó khoảng cách giữa các lớp nguyên tử khoảng 1 - 10 àm. Tr−ợt xảy ra trên 19
một vùng, tạo thành một mặt, chiều dày của mặt bằng đ−ờng kính nguyên tử. Mặt này đ−ợc gọi là mặt tr−ợt, mặt này luôn song song với mặt tinh thể. Tr−ợt chỉ xảy ra trên một số mặt và ph−ơng tinh thể nhất định. Trên ph−ơng và mặt tinh thể này th−ờng có mật độ nguyên tử dày đặc nhất hay ở trên đó có lực liên kết giữa các nguyên tử là lớn nhất, so với mặt và ph−ơng khác. Tr−ợt phải khắc phục lực tác dụng t−ơng hỗ giữa các mặt tinh thể ( giữa các nguyên tử trên 2 mặt nguyên tử). Ph−ơng tr−ợt là ph−ơng có khoảng cách giữa các nguyên tử là nhỏ nhất. Tr−ợt xảy ra d−ới tác dụng của ứng suất tiếp, sao cho các dZy nguyên tử trong quá trình tr−ợt vẫn giữ đ−ợc mối liên kết. Nếu không còn mối liên kết đó, biến dạng dẻo sẽ dẫn đến phá huỷ. Bất kì một kiểu mạng tinh thể nào, tr−ợt xảy ra trên một mặt tr−ợt và theo một số ph−ơng tr−ợt nhất định. Tổng hợp mặt tr−ợt - ph−ơng tr−ợt đ−ợc gọi là hệ tr−ợt. Bảng 1.1 Mạng Mặt tr−ợt Ph−ơng tr−ợt Vectơ BERGET Số hệ tr−ợt LP tâm mặt {111} a/2 4x3=12 {110} 6x2= 12 LP tâm khối {112} a/2 12x1=12 {123} 24x1=24 Sáu ph−ơng {0001} 1x3 =3 xếp chặt {1011} a 6x1 =6 Hình 1.3 Mặt tr−ợt và ph−ơng tr−ợt, biểu đồ Schmid 20
Kết quả của tr−ợt làm xuất hiện sự biến đổi hình dáng tinh thể, xuất hiện các giải tr−ợt trên bề mặt và làm thay đổi tính chất vật lý của vật liệu (nhất là tính chất cơ học). Một hệ tr−ợt tham gia quá trình biến dạng khi ứng suất tiếp sinh ra do ngoại lực tác dụng trên mặt tr−ợt và ph−ơng tr−ợt đó v−ợt quá một giá trị ứng suất tiếp giới hạn phụ thuộc vào kết cấu vật liệu và nhiệt độ. Theo Schmid ứng suất tiếp tác dụng lên ph−ơng tr−ợt trong một mặt tr−ợt đ−ợc tính theo công thức: F τ = cos ϕ.cos λ (1.2) S0 Hệ tr−ợt đ−ợc hoạt động khi: τ = σ. Cos ϕ.Cos λ = τC (1.3) trong đó: σ = F/S o ϕ - góc giữa ph−ơng của lực và ph−ơng tinh thể; λ - góc giữa ph−ơng của lực và mặt tinh thể. S0- diện tích mặt cắt ban đầu của mẫu. Trong tr−ờng hợp chung, hệ tr−ợt hoạt động khi ứng suất tiếp tác động lớn hơn giá trị ứng suất tiếp tới hạn phụ thuộc cấu trúc tinh thể, nhiệt độ và độ sạch của vật liệu. Vật liệu có dạng mạng lập ph−ơng diện tâm có τC nhỏ hơn của vật liệu có mạng lập ph−ơng thể tâm. Vật liệu càng sạch, hạt càng nhỏ, giới hạn đàn hồi càng nhỏ, thì τC càng nhỏ. Hình 1.4. ứng suất tiếp giới hạn phụ thuộc kiểu mạng và nhiệt độ 21
Bảng 1.2 cho số liệu về ứng suất tr−ợt tới hạn phụ thuộc cấu trúc vật liệu, độ sạch của một số kim loại nguyên chất ở nhiệt độ th−ờng. Bảng 1.2 2 Kim loại Độ sạch % Mặt tr−ợt Ph−ơng tr−ợt ƯS τττC, MN/m Ag 99,999 {111} 0,38 Al 99,994 {111} 0,8 Cu 99,98 {111} 0,5 Fe 99,96 {110} 28 {112} Mo Sạch {110} 73 {112} Zn 99,96 {0001} 0,96 99,999 {0001} 0,18 Cd 99,96 {0001} 0,58 Ti 99,9990 {1010} 14 Giá trị ứng suất tới hạn biến đổi theo nhiệt độ và độ sạch của Niken đ−ợc ghi ở bảng 1.3. Với tinh thể bạc có độ sạch 99,999; 99,97 và 99,93% , các giá trị của ứng suất tiếp tới hạn ở nhiệt độ th−ờng là 0,48; 0,73; và 1,9 MN/m 2. Bảng 1.3 2 Nhiệt độ ƯS τττC, MN/m với độ sạch, % 0K 99,9 99,98 20 - 9-11 180-195 13,6 7,5-8,5 290-300 10,4 3,3-7,5 508 9,7 - Trong một số nghiên cứu, đZ đ−a ra công thức tính ứng suất tr−ợt tới hạn phụ thuộc thành phần, với đơn tinh thể mạng lập ph−ơng diện tâm. 22
dτ n C = .k ε . (1.4) dC 2 trong đó : τC - ứng suất tr−ợt tới hạn, MN/m ; C - nồng độ nguyên tử; k - 1 da hằng số; ε= . ; a - hằng số mạng; n = 2 , hệ số thực nghiệm. a dC Biến dạng dẻo tr−ợt có thể xác định theo giá trị của véctơ Berget: γp = ρ. b .x (1.5) trong đó: ρ - mật độ lệch; b - vectơ Berget; x - độ dịch chuyển trung bình của lệch. b. Tr−ợt do chuyển động của lệch 1. Lực PAIER-NABARRO Nếu có 2 mặt tinh thể ( mặt tr−ợt) khác nhau, h là khoảng cách giữa các mặt nguyên tử, b là véc tơ BERGET . Khi lớp nguyên tử chuyển dịch một khoảng cách x cần tác dụng một ứng suất tiếp là : 2π x 2π x τ =τ c .sin ≈τ c . ; (1.6) b b trong đó : τC - ứng suất cho phép tr−ợt của vật liệu. Thấy rằng, nếu nguyên tử biến dạng chuyển dịch một đoạn x, sẽ cho l−ợng x biến dạng đàn hồi lớn nhất là . Vậy, muốn nguyên tử dịch chuyển thì giá trị h ứng suất tr−ợt phải đạt tới giá trị là: x τ =G. ; (1.7) h Tại nửa chu kỳ đầu của biến dạng với x<<b : x 2π x. τ =G. =τ c . (1.8) h b 23
G b. Vậy τ = (1.9) c 2π .h Do tính chất của hằng số mạng nên: b ≈ h , vậy τC =G/ 2 π (1.10) Gb 2π x Thay vào biểu thức đầu ta đ−ợc: τ = .sin (1.11) 2π h. b Đó là biểu thức tính ứng suất tr−ợt PAIER-NABARRO. Ta có thể dùng biểu thức này để tính gần đúng sự xô lệch mạng tinh thể quanh trục lệch mạng. 2. Tính chất biến dạng Biến dạng dẻo sảy ra khi sự dịch chuyển không thuận nghịch của các khuyết tật mạng: đó là chuyển dịch của các lệch mạng. L−ợng dịch chuyển t−ơng đối giữa 2 phần của mạng tinh thể ∆, là kết quả của dịch chuyển tích luỹ δi của 1 lệch khi lệch đó chuyển dịch qua hết tinh thể (hình 1.6). Có nghĩa nó chuyển dịch 1 khoảng cách bằng vectơ BERGET b. Độ chuyển vị δi ( đối với lệch trên Hình 1.5 . Biểu đồ quan hệ lực, năng đoạn x i , tỷ lệ với khoảng cách tỷ đối l−ợng và chuyển vị xi/L, trongđó L là chiều dài của mạng tinh thể. 24
x Vậy i < 1 ; L x δ = .b i <b i L b do đó, ∆ = Σδ = . Σx ; i L i N : số l−ợng lệch tham gia chuyển dịch Biến dạng tr−ợt vĩ mô ∆ b λγ = = .∑ x (1.12) h h.L i Ta có thể thay giá trị chuyển dịch trung bình của 1 lệch x ∑ i = x N i Với giá trị b = h = 1 Vậy ta có biến dạng riêng là : γ = b. N. x (1.13) N có thể đặc tr−ng cho mật độ lệch, bằng hằng số đ−ờng lệch, cắt trong một đơn vị diện tích trong một mặt tinh thể. Vậy tốc độ biến dạng có thể tính bằng vi phân biến dạng góc : dγ = N.b V. dt (1.14) A − τ T. V =Voe trong đó: V - tốc độ trung bình của chuyển động lệch, không v−ợt quá tốc độ truyền âm; V0 - tốc độ thuyền âm thanh trong vật liệu; A - hằng số; τ - ứng suất tiếp do ngoại lực tác động; T - nhiệt độ (tuyệt đối) của vật liệu. 25
Hình 1.6. Lệch đ−ờng Chú ý phân biệt chuyển động của lệch theo ph−ơng vuông góc với trục lệch và ph−ơng song song với trục lệch. Trong thực tế có nhiều dạng xô lệch mạng. Sự tr−ợt có thể sảy ra ở một phần mặt tr−ợt này hay một phần của mặt tr−ợt khác. Khi đó chúng tạo nên một bậc giữa chúng hay gọi là b−ớc nhảy, nếu chúng có cùng một h−ớng, cùng một giá trị véc tơ BERGET. Vậy, năng l−ợng của bậc đó đ−ợc tính bằng G. b 2. Sự tr−ợt của lệch trong mặt tr−ợt th−ờng đi theo đ−ờng zich zăc. Trong mạng LPDT ph−ơng dễ tr−ợt nhất là và véc tơ Berget bằng a/2 . Nếu cấu trúc nh− mô hình hình 1. 7 thì mặt dày đặc là {111} và ph−ơng tr−ợt là b 1 = a/2 [101]. Nh− vậy lệch sẽ chuyển động theo 2 giai đoạn: b 2 = a/6 [211] → b 3 = [112] → [211] → [112] 26
3. Năng l−ợng và tính đàn hồi của lệch Năng l−ợng lệch xoắn: Từ trục tâm lệch xoắn r 0, giả thử cách tâm một khoảng r với chiều rộng b (vectơ BERGET b ), biến dạng tạo nên do tr−ờng ứng suất của lệch xoắn dẫn đến làm xô lệch vòng xoắn ốc và làm dịch chuyển một khoảng b /2 . Biến dạng tại b cự ly r của lệch xoắn AB bằng , ứng 2π r Hình 1.7 Vectơ chuyển vị b suất tạo ra biến dạng đó bằng G. , độ 2π r dịch chuyển tuyệt đối ∆l do lực tác dụng từ 0 đến P. 1 Năng l−ợng biến dạng bằng P.∆ l . 2 1 trong đó: P - giá trị lực trung bình. 2 Mật độ năng l−ợng biến dạng ( năng l−ợng trong 1 đơn vị thể tích) : 1 ∆ l 1 ∆ l 1 P . = P . = σ .ε . (1.15) 2 V 2 F .l 2 trong đó: σ - ứng suất tác dụng; ε - biến dạng V - thể tích V= F.L Vậy mật độ năng l−ợng là 1 b b 1 b 2 G. . = G.( ) . (1.16) 2 2π r 2π r 2 2π r 27
Hình 1.8. Năng l−ợng đàn hồi lệch đ−ờng và xoắn Ta có thể xác định năng l−ợng tại một vành khăn có chiều dày dr, với bán kính trong là r, bán kính ngoài r+dr , với l−ợng biến dạng của "xi lanh" đó là b . Thể tích của "xi lanh" với 1 đơn vị chiều cao là 2 π.r.dr . 2π r 4. Lực tác dụng giữa các lệch : Năng l−ợng riêng của lệch thứ nhất là E 1; Năng l−ợng riêng của lệch thứ hai là E 2; Năng l−ợng tác động giữa 2 lệch là E 3 ; E 3 đ−ợc tính nh− sau : 1 E = (T U. ). dA (1.17) 3 2 ∫ 1 2 trong đó : A - diện tích bề mặt tr−ợt; T1 - lực tác dụng; U 2 - độ dịch chuyển của bề mặt tr−ợt; E3 - công của ngoại lực. W =− ∫(T1 U. 2 ). dA (1.18) Giả thiết : lệch của 1 đơn vị chiều dài với ph−ơng tr−ợt x, khi đó trên đơn vị chiều dài chịu lực tác dụng là : ∂W ∂W F= =− =(T1 . U 2 ) (1.19) ∂ x ∂ A 28
Nếu trong mặt tr−ợt ph−ơng tr−ợt tác dụng một lực τ với công suất lệch b, ta sẽ đ−ợc quan hệ MOTTA-NABARRO : F = τ. b (1.20) Tr−ờng hợp giữa các lệch biên song song với vectơ Berget b E = E 1 + E 2 + E 3 Trong tr−ờng hợp T 1 = τxy ; U 2 = b thì : E3=∫τ xy .b.dA (1.21) ∂ E ∂ E ∂ F= 3 =− 3 = τ .b.dA =τ .b. (1.22) ∂ x ∂ A ∂ x ∫ xy xy Nếu T 1= τxx , U 2 = b ; Vậy : E3=∫τ xx .b.dA (1.23) F y= τxx . b ; (1.24) trong đó : τxx , τxy là ứng suất tiếp theo ph−ơng x và xy. Vậy ta có thể xác định giá trị lực : 2 2 2 Gb x(x − y ) Fx = . 2 2 2 (1.25a) 2.π(1−ν ) ( x + y ) 2 2 2 Gb (y 3x + y ) Fy = . 2 2 2 (1.25b) 2.π(1−ν ) x( + y ) Biểu diễn bằng toạ độ cực : 2 G b. 1 F = F .Cos θ + F .Sin θ = . . (1.26a) r x y 2.π(1−ν ) r 2 G b. sin 2θ Fθ = F .Cos θ + F .Sin θ = . . (1.26b) y x 2.π(1−ν ) r Năng l−ợng biến dạng đ−ợc xác định bằng công thức : 1 b 2 G.( ) .2.π r.dr (1.27) 2 2π r 29
Năng l−ợng toàn bộ của lệch xoắn đ−ợc xác định : 1 b 2 2 Exoắn =∫ G.( ) . .π .r dr = 2 2π r b.G 2 dr = ∫ = 4.π r b.G 2 R = .ln (1.28) 4.π r0 5. Năng l−ợng lệch đ−ờng ( biên) : Năng l−ợng của lệch đ−ờng cũng đ−ợc tính nh− lệch xoắn. Đặc điểm riêng là chúng không đối xứng: 1/2 chịu lực nén, 1/2 chịu lực kéo. Để tính toán ta sử dụng mô hình biến dạng phẳng. W=0 ; du dv = = 0. dz dz Giả thiết có ứng suất pháp tác dụng theo trục x và y, vậy ứng suất tiếp τxy và τyx tác dụng dọc theo trục x ở mặt phẳng vuông góc với trục y (hoặc ng−ợc lại ). 2 Gb R E ≈ ln (1.29) biê n 4π (1−ν ) r Giá trị năng l−ợng lớn hơn lệch xoắn 1/(1- ν) =1.4 2 3 x + y  σ =−D  x y 2 2 2 ()x + y  2 2  x − y  σ y = D y 2 2 2 ; ( x + y )   (1.30) 2 2 x − y  τ = D ;  xy x 2 2 2  ( x + y )  Gb  D =  2π ( 1 − ν )  Ta thấy σxy đổi dấu tại vị trí giữa khi x<y và y<x. 30
Hình 1.9 ứng suất vùng lệch 6. T−ơng tác giữa các lệch : Trong tr−ờng hợp một loại lệch phân bố tại vị trí khác nhau theo ph−ơng của mặt tr−ợt, chúng có thể đẩy hoặc kéo nhau, thí dụ t−ơng tác giữa 2 lệch D và O trong mặt AB và EF. Nếu OC >CD, lệch O kéo lệch D; kết quả có thể làm cho D và O nằm trên một đ−ờng giữa 2 blôc hạt. 31
Lực tác dụng t−ơng hỗ trong lệch biên là không đối xứng. 7. Sự co kéo của các đ−ờng lệch Năng l−ợng của lệch xoắn phân bố nh− trong một vật hình ống dài L có bán kính ngoài R bán kính trong r 0: 2 L R Exoắn =Gb . ln. 4π r0 (1.31) 2 L R Ebi nê =Gb . ln. 4π (1−ν ) r0 Khi 2 lệch hoà trộn nhau chúng có thể nằm theo đ−ờng thẳng, các thành phần vuông góc với vectơ BERGET hoặc ở dạng bậc. Trong tr−ờng hợp hỗn hợp đ−ờng vectơ BERGET và các lệch thành phần vuông góc với nhau, nên giữa các lệch thành phần không có lực tác động đàn hồi. Năng l−ợng lệch hỗn hợp bằng tổng năng l−ợng riêng của từng lệch thành phần. Hình 1.11 Biến dạng đàn hồi quanh lệch xoắn Công suất của lệch biên là b.Sin θ, của lệch xoắn là b.Cos θ: L R 2 2 θ 2 2 Ehỗnhợp = .G ln. .[b .sin + b .cos θ ]= 4π r0 1−ν (1.32) 2 L R 2 =Gb . ln. [1−ν.cos θ ]. 4π (1−ν ) r0 θ là góc giữa vec tơ BERGET với trục của lệch hỗn hợp. Tốc độ chuyển động của lệch E − v= (f σ e). T (1.33) 32
trong đó: E - năng l−ợng tích cực (của LiF : 1,2.10 -19 j, 0,7 đtV). c. Sự hình thành lệch Trong đơn tinh thể, lệch hình thành trong quá trình kết tinh và trong quá trình biến dạng dẻo. Trong quá trình kết tinh, có thể hình thành các phần tinh thể có định h−ớng khác nhau. Hình 1.12 biểu diễn 2 blôc tinh thể có định h−ớng khác nhau. Giữa chúng hình thành các lệch. Sự hình thành lệch có thể sảy ra trong quá trình lớn lên của tinh thể. Chúng lớn lên bằng cách xắp các khối phân tử theo mô hình xoắn và tạo lệch xoắn, do nguyên lý năng l−ợng nhỏ nhất. Hình 1.12 Lệch hình thành giữa các blôc tinh thể Hình 1.13 Nguồn lệch Prăng-Rit và quá trình hình thành lệch 33
Khi một trục lệch bị ngàm 2 đầu, chịu tác dụng của ứng suất tiếp τ, trục lệch bị uốn cong và thành hình trục lệch có dạng cung (h1.13). Sau khi chịu uốn, d−ới tác dụng của ứng suất tiếp, cung lệch hình thành vòng lệch và trục lệch thẳng lại xuất hiện nh− lúc đầu. Nh− vậy, sau một quá trình chịu ứng suất tiếp, lệch chuyển động và hình thành các vòng lệch, cứ nh− vậy, các vòng lệch lần l−ợt hình thành và kết quả ta đ−ợc các vòng lệch "đồng tâm". Lệch chuyển động với tốc độ nhất định, giá trị của chúng phụ thuộc vào ứng suất tiếp tác dụng và nhiệt độ. Thực nghiệm kim loại nguyên chất cho biết, với tốc độ biến dạng nhỏ, ứng suất tiếp tác dụng nhỏ, sự chuyển động của lệch phụ thuộc sự gia động nhiệt của các nguyên tử. Khi tăng ứng suất, ảnh h−ởng của giao động nhiệt đến sự chuyển động của lệch giảm. Tốc độ chuyển động của lệch có thể xác định bằng công thức: −A τ T vlệch =voe (1.34) Trong đó: v lệch - tốc độ chuyển động của lệch; v o - tốc độ âm trong vật liệu nghiên cứu; A - hằng số vật liệu; τ - ứng suất tiếp tác dụng; T - nhiệt độ tuyệt đối. Nh− vậy, ứng suất tiếp tác dụng tăng làm tăng c−ờng độ tăng tốc độ chuyển động của lệch, tốc độ chuyển động của lệch lớn nhất có thể đạt đến tốc độ truyền âm trong vật thể. 2. Song tinh Song tinh cũng đ−ợc thực hiện nhờ sự tr−ợt theo một mặt và ph−ơng tinh thể nhất định, trong tr−ờng hợp ở nhiệt độ thấp, tốc độ biến dạng lớn. Sự tr−ợt xảy ra song song nhờ tịnh tiến một lần của các mặt tinh thể với khoảng tr−ợt tỷ lệ với khoảng cách giữa mặt tinh thể với với mặt song tinh, kết quả tinh thể biến dạng trở nên đối xứng g−ơng với phần tinh thể không biến dạng, qua mặt song tinh. Đặc điểm biến dạng song tinh: Dịch chuyển các nguyên tử tỷ lệ với khoảng cách mặt song tinh, càng xa mặt song tinh, dịch chuyển càng lớn, nh−ng, không quá 1 khoảng cách nguyên tử. Biến dạng dẻo do song tinh rất nhỏ. 34
Song tinh sảy ra với tốc độ lớn trên mặt và ph−ơng nhất định, đồng thời làm thay đổi định h−ớng của tinh thể. Song tinh sảy ra khi biến dạng tr−ợt khó khăn. Song tinh đ−ợc xác định bằng mặt song tinh, ph−ơng song tinh và tỷ suất song tinh. Cũng nh− tr−ợt, song tinh cũng tồn tại các hệ song tinh. Hệ này phụ thuộc cấu trúc vật liệu. Bảng 1.1 Cấu trúc mạng Mặt Ph−ơng song Tỷ suất song tinh thể tinh tinh LP tâm mặt {111} 0.707 LP tâm khối {112} 0.707 Sáu ph−ơng xếp {102} <0.150 chặt Hình 1.12 . Song tinh Khi biến dạng theo cơ chế song tinh, cũng nh− tr−ờng hợp tr−ợt, song tinh sảy ra khi ứng suất tiếp đạt đến một giá trị tới hạn, ứng suất này thay đổi theo cấu trúc tinh thể và nhiệt độ. Trong mạng lập ph−ơng thể tâm, song tinh là kiểu biến dạng chủ yếu ở nhiệt độ thấp. Trong hệ mạng lập ph−ơng diện tâm, của song tinh luôn lớn hơn của tr−ợt, nên th−ờng không thấy song tinh ở mạng này. 35
Trong hệ mạng sáu mặt xếp chặt, tỷ suất song tinh rất nhỏ. Song tinh là ph−ơng thức biến dạng dẻo chủ yếu của các kim loại theo hệ mạng này. Các mặt song tinh quan sát đ−ợc là những mặt đơn, các mặt cắt nhau tại một phân giới của nền hay song tinh với bề mặt mẫu. Tại phân giới song Hình 1.13 Quan hệ τc song tinh và tinh do sự hình thành nên kết kiểu pha nhiệt độ, Tc nhiệt độ chuyển từ song cộng sinh giữa các nguyên tử nền và tinh sang tr−ợt nguyên tử song tinh. Đặc tr−ng này ở phân giới song tinh dẫn đến ở đó năng l−ợng liên kết thấp hơn so với tr−ờng hợp không cộng sinh. Vì vậy song tinh trong cấu trúc kim loại mất đi rất khó khăn và phải nung lên ở nhiệt độ cao. Tỷ lệ năng l−ợng trên đơn vị bề mặt với biên pha cộng sinh có nghĩa là song tinh với năng l−ợng bề mặt đơn vị đối với bề mặt thông th−ờng không pha cộng sinh càng nhỏ thì xác suất tạo nên song tinh càng lớn, và chúng càng ổn định. Hình 1.14 Sự tr−ợt của các nguyên tử khi song Đối với đồng tỷ số đó là tinh 36
0,05; nhôm là 0,2. Nh− vậy có nghĩa là việc thấy song tinh ở đồng dễ hơn ở nhôm. Cơ chế song tinh biến dạng rất hẹp vì chúng có dạng đ−ờng mà không ở dạng dải nh− tr−ợt. Trong một số kim loại mạng lập ph−ơng thể tâm hoặc sáu mặt xếp chặt song tinh thể hiện nh− những dải rất mảnh. Với đồng La tông, sự xuất hiện song tinh biến dạng thấy ngay khi mài và đánh bóng tr−ớc khi tẩm thực. Trong các hợp kim dễ nóng chảy nh− thiếc, kẽm, cat mi, chì, nhiệt sinh ra trong quá trình mài và đánh bóng đủ để tạo song tinh và đủ để làm kết tinh lại song tinh. Trong tr−ờng hợp cần quan sát, nghiên cứu song tinh của các kim loại này phải dùng ph−ơng pháp cắt, mài mẫu, đánh bóng hoá học và điện hoá. Song tinh không bao giờ cắt qua phân giới hạt, đôi khi kết thúc bên trong hạt, nó không đến đ−ợc tới phân giới hạt. Lúc đó ứng suất tạo song tinh có thể lại tạo ra đ−ợc song tinh thứ hai bên cạnh, bắt đầu ngay ở phần phân giới đó. 3. Tr−ợt phức tạp Trong kim loại lập ph−ơng diện tâm, có một số mặt tr−ợt và ph−ơng tr−ợt. Tuỳ mức độ biến dạng, ph−ơng vị giữa lực và mặt tr−ợt thay đổi, rất có thể xảy ra sự tr−ợt ở hệ tr−ợt mới, mà không gây ra phá huỷ. Bắt đầu từ một mức độ biến dạng nào đó, xảy ra có hai hệ tr−ợt tác dụng t−ơng hỗ với nhau, mặt tr−ợt mới cắt mặt tr−ợt cũ. Đó là hiện t−ợng tr−ợt song song. Tr−ợt song song khiến làm tăng trở lực biến dạng. ở điểm giao giữa hai mặt tr−ợt là chỗ tạo nên lỗ hổng hay vết nứt tế vi và chính ở đó sinh ra và làm phá hoại vật liệu. 4. Cơ chế khuyếch tán: Biến dạng dẻo còn tuân theo cơ chế khuyếch tán. Cơ chế khuyếch tán bao gồm quá trình khuyếch tán và quá trình tự khuyếch tán. Sự dịch chuyển của các nguyên tử có thể thực hiện bằng cách dần dần thay điền vào những chỗ trống trong mạng tinh thể. Sự dịch chuyển này có tính lựa chọn, có nghĩa là dịch chuyển theo h−ớng có ứng suất tiếp lớn nhất, có c−ờng độ lớn nhất. Khi nhiệt độ tăng, do 37
dao động nhiệt, nguyên tử rời vị trí cân bằng ban đầu đến một vị trí mới. Sự chuyển dời các nguyên tử có thể theo hai cơ chế cơ bản: a. Cơ chế xen kẽ: Các nguyên tử nhỏ, d−ới tác dụng của nhiệt và ứng suất, có thể dịch chuyển từ lỗ hổng này của mạng sang lỗ hổng khác (nh− C,H,O,M ). b. Cơ chế thay thế: Đối với các nguyên tử còn lại, chúng có thể dịch chuyển bằng cách thay thể các nguyên tử trên nút mạng - Nếu trên mạng có nhiều nút khuyết, quá trình khuyếch tán theo cơ chế này càng thuận lợi. Khi ở nhiệt độ cao, d−ới tác dụng của trạng thái ứng suất 3 chiều không đều, các nguyên tử sẽ dịch chuyển theo ph−ơng gradien ứng suất lớn nhất, từ vị trí cân bằng này sang vị trí cân bằng khác ổn định hơn. Sự chuyển dời định h−ớng không thuận nghịch các nguyên tử đó là sự biến dạng, đó là tính dẻo nhiệt của vật liệu. Cơ chế biến dạng khuyếch tán là cơ chế biến dạng duy nhất đối với vật thể phi tinh thể, chất lỏng nhớt, nh− trong tr−ờng hợp ép kim loại bán lỏng, khi vật liệu ở nhiệt độ nóng chảy. Đối với vật thể kết tinh, cả hai cơ chế biến dạng cùng tồn tại và t−ơng tác với nhau. Trong nội bộ tinh thể hợp kim dạng dung dịch rắn xen kẽ, nguyên tử các chất tan tạo ra những tr−ờng ứng suất quanh nó. Tr−ờng ứng suất này tác động với tr−ờng ứng ứng suất của lệch và trạng thái ứng Hình 1.15. Cơ chế biến dạng khuyếch tán suất; kết quả làm các nguyên 38
tử chất tan tập trung lại, hoặc đẩy khỏi tr−ờng lệch, sinh ra hiện t−ợng khuyếch tán và giảm số l−ợng lỗ khuyết trong mạng tinh thể. Khi biến dạng dẻo, d−ới tác dụng của tr−ờng ứng suất, lệch chuyển dịch làm thay đổi nồng độ chất tan trong mạng. Trong một vi tinh thể của kim loại, tạo nên một sự cân bằng mới. Xung quanh lệch hình thành một nhóm nguyên tử, có thành phần khác thành phần của mạng. Khi lệch dịch chuyển, nhóm nguyên tử này có xu h−ớng dịch chuyển theo lệch, làm các nguyên tử chất tan khuyếch tán vào kim loại. Sự dịch chuyển này không thuận nghịch, nên làm năng l−ợng bên trong mất đi. Do có các nhóm nguyên tử này, tốc độ dịch chuyển của lệch giảm. Lực cần để dịch chuyển lệch bị nhóm nguyên tử chất tan bao vây do tốc độ biến dạng dẻo quyết định. Nếu tốc độ chuyển của lệch nhỏ hơn tốc độ khuyếch tán của chất tan tạo thành nhóm nguyên tử, thì sự tồn tại của nhóm nguyên tử này không ảnh h−ởng đến lực dịch chuyển lệch, nên cũng không ảnh h−ởng đến lực tạo biến dạng. Nếu tốc độ dịch chuyển lệch lớn hơn tốc độ khuyếch tán của nhóm nguyên tử chất tan, do nhóm nguyên tử quanh lệch bám theo, nên cần phải có lực lớn hơn mới làm lệch chuyển động. Trong tr−ờng hợp mạng có nhiều lỗ hổng và bị xô lệch nh− trên mặt phân giới hạt, thì quá trình khuyếch tán càng mạnh. Th−ờng ở phân giới các blôc và các hạt, có nhiều các lỗ hổng , nên ở đây rất khó tạo nên lệch để chuyển động. Do vậy, chỉ có thể do khuyếch tán dịch chuyển nguyên tử tạo nên biến dạng dẻo. Mặt khác, cơ chế khuyếch tán biến dạng dẻo chỉ có thể sinh ra ở phân giới hạt có tác dụng của ứng suất tr−ợt. Nói chung, do ảnh h−ởng của dao động nhiệt, nguyên tử khuyếch tán có thể theo ph−ơng bất kì. Nh−ng d−ới tác dụng của ứng suất, sự khuyếch tán của các nguyên tử có tính định h−ớng. Trong kim loại công nghiệp, hình dáng của hạt tinh thể không theo quy tắc. Do sự ảnh h−ởng của mặt ghồ ghề của hạt bên cạnh làm ng−ng quá trình khuyếch tán. Nh−ng sau khi thôi biến dạng tr−ợt, bề mặt ghồ ghề bị giảm bớt, d−ới tác dụng của ứng suất d−, có thể làm khôi phục lại quá trình biến dạng dẻo khuyếch tán. 39
1.3. Biến dạng dẻo nguội đa tinh thể: "Đa tinh thể" là vật thể kết tinh, gồm nhiều hạt tinh thể đa cạnh, trong mỗi hạt có sự sắp xếp nguyên tử theo trật tự quy luật, bề mặt hạt hay còn gọi là phân giới hạt có cấu trúc phi tinh thể. Mỗi một hạt có một định h−ớng riêng. Do hạt tinh thể rất nhỏ, vật thể bao gồm rất nhiều hạt, nên theo xác suất vật liệu đa tinh thể có tính đồng h−ớng. Sự biến dạng dẻo trong đa tinh thể, tr−ớc hết là sự biến dạng trong nội bộ các hạt và sau đó là sự chuyển dịch t−ơng đối giữa các hạt. Sự biến dạng trong một hạt cũng theo cơ chế nói trên: tr−ợt - song tinh, nh− biến dạng dẻo đơn tinh thể (h.1.16a). Nh−ng vì tồn tại phân giới hạt, nên có một số đặc điểm biến dạng riêng. Do mặt tr−ợt ở các hạt riêng lẻ của đa tinh thể có định h−ớng bất kì trong không gian, khi có tác dụng của ngoại lực, có thể có số mặt tr−ợt ở số hạt này có định h−ớng thuận lợi cho sự tr−ợt nên xảy ra tr−ợt, còn mặt tr−ợt có định h−ớng không thuận lợi cho sự tr−ợt ở các hạt khác sẽ không tr−ợt. Nói cách khác, d−ới tác dụng của ngoại lực, không phải là tất cả các hạt đều có thể tham gia quá trtình tr−ợt biến dạng. Có hạt biến dạng dẻo, có hạt biến dạng đàn hồi, có hạt dịch chuyển. Khi kéo nén đơn, định h−ớng thuận lợi nhất cho các hạt biến dạng dẻo đầu tiên đó là các mặt tr−ợt và ph−ơng tr−ợt làm với lực một góc 45 0. Do tr−ợt tiến hành ở ph−ơng chịu tác dụng của ứng suất tiếp lớn nhất, nên ta có thể quan sát đ−ờng tr−ợt xuất hiện trên bề mặt của vật liệu biến dạng đ−ợc đánh bóng. Hình 1. 16a . Tr−ợt trong hạt Hình 1.16b Biến dạng quay trong đa tinh thể 40
Ngoại lực biến dạng tăng, ứng suất tiếp tác động lên mặt tr−ợt và ph−ơng tr−ợt tăng. Khi chúng đạt giá trị cần thiết để biến dạng dẻo làm cho hạt tinh thể tr−ợt. Sau đó lan truyền dần sang các hạt khác, làm tăng số hạt tham gia biến dạng. Tại thời điểm này tạo nên giới hạn chảy khi kéo nén. Sự định h−ớng khác nhau của các mặt tr−ợt, ph−ơng tr−ợt và h−ớng tr−ợt khác nhau của các hạt cận kề dẫn đến sự tác động t−ơng hỗ giữa các hạt. Nh− vậy, ở một phần cục bộ trên bề mặt của hạt, ứng suất tác dụng tăng lên, tạo nên tác động bổ trợ cho sự hình thành và chuyển động của lệch. Mặt khác, lực đó có thể tạo thành một ngẫu lực, làm quay hạt (h.1.16b). Kết quả là, định h−ớng của mặt và ph−ơng tinh thể thay đổi, có thể có lợi cho việc tr−ợt của hạt tinh thể bị quay. Tăng biến dạng theo chiều kéo d−ới tác dụng của ứng suất lớn hơn giới hạn chảy, khiến tinh thể bị kéo dài theo ph−ơng biến dạng mạnh nhất, đó là điều kiện để tạo nên tổ chức thớ trong kim loại. Sự quay của hạt dẫn đến sự hình thành tổ chức têctua , ph−ơng kết tinh của kim loại có xu h−ớng quay sao cho chúng song song với nhau. Độ biến dạng dẻo tăng lên, sự khác biệt theo ph−ơng vị của hạt biến dạng giảm. Các mặt tr−ợt có xu thế trùng với ph−ơng chảy lớn nhất của kim loại. Điều đó dẫn đến khi l−ợng biến dạng tăng lớn, xuất hiện sự định h−ớng của trục kết tinh của hạt đa tinh thể. Đó là têctua biến dạng. Têctua làm tăng tính dị h−ớng của tinh thể. Biến dạng dẻo đa tinh thể cũng có thể tuân theo cơ chế khuyếch tán định h−ớng các nguyên tử tạp chất. Các nguyên tử tạp chất làm thay đổi cục bộ thông số mạng và nh− nêu trên, chúng tập trung quanh tr−ờng lệch, và tác động vào sự chuyển động của lệch. Các tạp chất khác có thể tạo khuyết tật điểm ngăn trở sự chyển động của lệch, làm tăng quá trình hoá bền. Biến dạng dẻo do khuyếch tán cũng nh− tr−ợt làm thay đổi hình dáng kích th−ớc hạt. Nhất là ở vùng biên hạt. ở biên giới hạt có một lớp quá độ, có chiều dày khoảng 4-5 khoảng cách nguyên tử, không có sắp xếp nh− trong tinh thể. Sự sắp xếp không trật tự ở phân giới hạt là do sự tác động t−ơng hỗ của các nguyên tử giữa các hạt. Bề mặt đa cạnh ghồ ghề. Trên lớp nguyên tử phân giới hạt có nhiều tạp chất nên tính chất cơ lý hoá của 41
phân giới hạt khác với phần tinh thể bên trong hạt. Do không có sắp xếp trật tự, theo quy luật nên các nguyên tử không ở trạng thái nhiệt động học thấp nhất. Chính vì vậy, tính di chuyển tốt hơn so với nguyên tử bên trong hạt. Sự chuyển động t−ơng đối cần ít năng l−ợng hơn hay cần ứng suất tiếp nhỏ hơn. Khả năng dịch chuyển t−ơng đối ở bề mặt hạt không lớn so với bên trong hạt (vì do chuyển động của lệch). Sự dịch chuyển của các nguyên tử trên phân giới hạt khó khăn hơn, vì sự tồn tại của tạp chất và sự sắp xếp không quy luật. Chủ yếu sự biến dạng ở phân giới hạt theo cơ chế khuyếch tán. Khi tăng nhiệt độ, độ bền phân giới hạt giảm, nhất là khi nhiệt độ gần nhiệt độ nóng chảy, lực liên kết tại phân giới hạt giảm, biến dạng tr−ớc hết do tr−ợt t−ơng đối giữa các hạt. Khi biến dạng giữa các hạt tinh thể xảy ra ở phần giới hạn, th−ờng gây ra vết nứt tế vi, sau đó phát triển thành vết nứt thô đại và dẫn đến phá huỷ đa tinh thể. Trong tr−ờng Hình 1.17 Độ bền bên trong hợp có các nguyên tố hợp kim, làm tăng lực hạt (2) và phân giới hạt (1) liên kết giữa các nguyên tử trên phân giới hạt và giảm các khuyết tật mạng, độ bền phân giới hạt tăng. Muốn biến dạng ở phân giới hạt, cần tác dụng một ngoại lực lớn hơn. Sự chuyển dịch t−ơng đối giữa các hạt tinh thể có thể theo các dạng khác nhau. Khi hai hạt tr−ợt t−ơng đối có thể kèm theo sự phá vỡ liên kết giữa các hạt. Đa số sự phá vỡ này không hồi phục đ−ợc. Tăng mức độ biến dạng tạo thành vết vỡ dòn. Do tồn tại quá trình kết tinh lại, cũng có thể hồi phục lại mối liên kết bị phá hoại giữa các hạt. Trong quá trình biến dạng do nhiệt độ cục bộ tăng, làm một số tạp chất tan vào nhau. Khi nguội chúng lại tiết ra ở phân giới hạt. Do tác dụng t−ơng hỗ giữa các pha làm vết nứt tế vi cục bộ đ−ợc hàn gắn lại. Hạt càng nhỏ, sự lan truyền biến dạng vào trong tinh thể dễ dàng hơn, sự quay của hạt tinh thể ít hơn. Nếu phân giới hạt đ−ợc hoá bền bằng các nguyên tố hợp kim, biến dạng 42
cũng sẽ sảy ra nhiều bên trong tinh thể, biến dạng dẻo phân giới hạt không đáng kể. Nh−ng nếu phân giới hạt có các hợp chất dễ nóng chảy, hoặc bị quá nhiệt, biến dạng dẻo ở phân giới hạt rất dễ dạng làm tăng nhanh quá trình phá huỷ. Sự định h−ớng khác nhau của các mặt tr−ợt trong hạt đa tinh thể và sự khác nhau về giá trị biến dạng đàn hồi và biến dạng dẻo của các hạt riêng biệt dẫn đến sự xuất hiện ứng suất d− loại 2 khi cất tải, ứng suất d− loại 2 là ứng suất tác động giữa các hạt. Cơ chế tạo ứng suất d− loại 2 nh− sau: Thành phần biến dạng đàn hồi trong các hạt theo h−ớng các mặt tr−ợt −u tiên nhỏ hơn so với các mặt tr−ợt có định h−ớng không −u tiên. Khi cất tải, sự thay đổi đàn hồi kích th−ớc của các hạt có định h−ớng mặt tr−ợt −u tiên lớn hơn sự thay đổi đàn hồi kích th−ớc của các hạt có định h−ớng mặt tr−ợt không −u tiên. Nh−ng sau khi thôi lực tác dụng, biến dạng vật đa tinh thể là nh− nhau. Kết quả tạo nên ứng suất d− trên các hạt. Một số hạt giữ lại một phần ứng suất xuất hiện khi đặt tải, một số hạt khác chịu ứng suất có dấu ng−ợc với dấu của ứng suất sinh ra khi đặt tải. 1.4. Hoá bền khi biến dạng dẻo nguội và Đ−ờng cong biến Dạng 1.4.1. Hiện t−ợng biến cứng nguội Biến dạng dẻo kim loại làm thay đổi tổ chức và tính chất cơ - lý - hoá của vật liệu. Khi tăng độ biến dạng làm tăng các chỉ tiêu cơ học chống biến dạng: tăng giới hạn đàn hồi, tăng giới hạn tỷ lệ, tăng giới hạn chảy và tăng giới hạn bền. Đồng thời biến dạng dẻo làm giảm các chỉ tiêu dẻo: độ dZn dài tỷ đối, độ co thắt tỷ đối, độ dai va chạm, tăng điện trở, giảm khả năng chống ăn mòn, giảm từ tính trong vật liệu từ. Tổng hợp tất cả các hiện t−ợng liên quan đến tính chất cơ lý hoá thay đổi trong quá trình biến dạng dẻo vật liệu gọi là biến cứng . Do biến cứng, làm ứng suất chảy tăng. ứng suất chảy tăng theo độ tăng của biến dạng. Trên đồ thị đ−ờng cong biến cứng góc tiếp tuyến của đ−ờng cong với trục biến dạng đ−ợc gọi là hệ số biến cứng. Hệ số biến cứng do tính chất của mạng, đặc tính sắp xếp của mạng, tổ chức của kim loại và tốc độ biến dạng quyết định. 43
a. ảnh h−ởng của tính chất của mạng Các đ−ờng cong biến cứng của các kim loại khác nhau biểu diễn ở hình d−ới đây. Hình 1.18. Quan hệ ứng suất và biến Hình 1.19 Đ−ờng cong biến cứng dạng của một số vật liệu của Latôn Biến cứng trong kim loại mạng lập ph−ơng diện tâm (LPDT) lớn hơn biến cứng của mạng sáu mặt. Do mạng tinh thể LPDM có một số nhóm mặt bát diện nên sinh ra song tr−ợt, tăng động nhiệt năng của các nguyên tử, hơn nữa do có song tr−ợt tác dụng cắt nhau, tạo khuyết tật, nên có hệ số biến cứng lớn hơn tr−ờng hợp tr−ợt đơn giản. Tuỳ theo độ tăng của tạp chất (NTHK) hệ số biến cứng giảm. Nguyên nhân chủ yếu do tác dụng ng−ợc, khử nhau giữa sự xô lệch mạng gây ra xung quanh mặt tr−ợt và sự xô lệch do các nguyên tử tạp chất gây ra. Kết quả làm độ biến cứng giảm. Đối với mạng lập ph−ơng diện tâm , sự xô lệch mạng do các nguyên tử tạp chất gây ra làm tăng hệ số tr−ợt có thể tham gia tr−ợt, đồng thời làm quá trình song tr−ợt giảm, vì vậy biến cứng giảm. 44
b. ả nh h−ởng của đặc tính sắp xếp của các nguyên tử trong mạng Đặc tính sắp xếp của các nguyên tử trong mạng th−ờng quyết định nhiệt độ và điều kiện nhiệt luyện. Thí dụ, hợp chất hoá học xen kẽ ở 400 0C th−ờng có mạng lập ph−ơng diện tâm. Vì nguyên tử vàng và đồng tạo thành dung dịch rắn không trật tự, chúng nằm ở các vị trí khác nhau không theo một thứ tự quy luật. Khi tôi ở nhiệt độ cao chúng giữ nguyên cấu trúc. Hình 1.20. chỉ rõ đ−ờng cong kéo của Au - Cu ở trạng thái sẵp xếp có trật tự, đ−ờng 1, sau khi ủ ở 325 0 C, giữ nhiệt 240 giờ và ở trạng thái vô trật tự, đ−ờng 2, tôi ở 800 0C. Trong tr−ờng hợp trạng thái sắp xếp không trật tự làm tăng giới hạn chảy, nh−ng giảm hệ số biến cứng. Việc tăng giới hạn chảy có thể giải thích nh− sau: các nguyên tử cho vào trong mạng tinh thể làm mạng xô lệch. Hình 1.20 Biểu đồ kéo Mạng không trật tự bị xô lệch nhiều hơn mạng hợp kim Au-Cu trật tự. Đồng thời có thể giả định, khi dung dịch rắn không trật tự sinh ra xô lệch mạng lớn, sẽ ngăn cản sự chuyển dịch của các mặt tr−ợt khả dĩ, có nghĩa ngăn cản song tr−ợt. Song tr−ợt bị hạn chế khiến hệ số biến cứng giảm. c. ảnh h−ởng của tổ chức kim loại đa tinh thể Đa tinh thể là một vật thể bao gồm nhiều hạt tinh thể. Mỗi một hạt gồm các nguyên tử cùng loại hoặc các nguyên tử khác loại tạo dung dịch rắn. Giữa các hạt có phân giới hạt, cấu trúc và tính chất của phân giới hạt khác với cấu trúc và tính chất trong nội bộ hạt. Các chất ở phân giới hạt th−ờng không tan vào trong hạt. Tất cả các tạp chất ở ngoài vào và các chất dễ nóng chảy th−ờng kết tinh sau; sự phân bố các chất trên bề mặt của hạt đa tinh thể và thành phần tải các mặt khác nhau do điều kiện kết tinh, điều kiện gia công tr−ớc, độ lớn hạt quyết định . Tổ chức của đa tinh thể quyết định đến quá trình biến cứng nguội. Đặc điểm của tổ chức đa tinh thể là các hạt không đều, định h−ớng khác nhau, tính chất và cấu trúc 45
của hạt và phân giới hạt khác nhau. Độ không đồng đều hạt càng lớn, định h−ớng của các hạt càng sai khác, cấu trúc và tính chất giữa hạt và phân giới hạt càng khác nhau làm tăng sự phân bố ứng suất và biến dạng càng khác nhau nên biến cứng càng khác. d. ảnh h−ởng của tốc độ biến dạng Độ tăng của tốc độ biến dạng càng lớn, độ biến cứng càng tăng. Khi biến dạng ở tốc độ cao, có thể làm cho quá trình tr−ợt xảy ra ở một số mặt tr−ợt, làm độ xô lệch mạng tăng, nên độ biến cứng tăng. Nh−ng trong điều kiện nhiệt độ khác nhau, tốc độ biến dạng v−ợt quá giá trị nhất định, lúc đó xảy ra một số hiện t−ợng mâu thuẫn nhau trong quá trình biến dạng: quá trình biến cứng và quá trình khử biến cứng. Kết quả là độ biến cứng thực sau khi biến dạng khác nhau. 1.4.2. Đặc điểm biến cứng nguội Hiện t−ợng biến cứng nguội trong quá trình biến dạng dẻo có các đặc điểm sau: a. Thay đổi hình dáng của hạt tinh thể: Hình 1.21 . Tinh thể tr−ớc và sau biến dạng dẻo ng−ội Trong quá trình biến dạng độ biến dạng tăng, hạt càng bị kéo dài theo h−ớng biến dạng kéo chính. Ban đầu, hạt có dạng đa cạnh và kích th−ớc ba chiều không sai khác lớn, biến dạng tăng lên, hạt phát triển thành dạng dài. Các hạt bị phá vỡ thành các blôc nhỏ, các tập chất cũng bị phá vỡ và kéo dài. kết quả các tạp chất có hình giống dạng sợi. Đó là cơ sở cho việc hình thành tổ chức thớ của kim loại sau này. 46
b. Thay đổi định h−ớng của các hạt Đa tinh thể gồm các hạt có định h−ớng khác nhau tạo nên. Trong quá trình biến dạng, trục kết tinh của các hạt có xu h−ớng quay để trùng với ph−ơng biến dạng. Trong tr−ờng hợp biến dạng nguội lớn (cán, kéo) phối hợp quá trình nhiệt luyện ta có thể đ−ợc vật liệu có tính định h−ớng tạo thành các tếctua. Thí dụ, nh− trong chế tạo các tấm thép biến thế, ng−ời ta có thể tạo loại têctua theo ba chiều. c. Thế năng tăng lên và sinh ra ứng suất d−: Trong quá trình biến dạng, hạt tinh thể bị xô lệch, khiến thế năng tăng và ứng suất d− tăng. d. Phá vỡ hạt và phân giới hạt. D−ới tác dụng của ứng suất d− tiếp, các mặt tr−ợt, dải tr−ợt bị phá vỡ, biến dạng càng lớn, mức độ phá vỡ càng lớn. Sự phá vỡ của phân giới hạt làm thay đổi diện tích phân giới hạt. Do sự phá vỡ hạt và phân giới hạt cũ khiến độ bền và tính dẻo của kim loại giảm. e. Thay đổi tính chất cơ lý hoá của vật liệu Độ biến dạng tăng, làm các chỉ tiêu dẻo của vật liệu ( nh− độ dZn dài, độ co thắt, độ dai, va đập ) giảm, các chỉ tiêu bền tăng, độ biến dạng tăng, ứng suất thực tăng. Do sự phá huỷ bên trong hạt và phân giới hạt làm khả năng chống ăn mòn giảm và một số tính chất hoá học khác cũng thay đổi. Độ biến dạng tăng, do biến cứng nguội, kim loại dần mất đi tính dẻo. Khi tổng độ biến dạng đạt một giá trị nhất định, không thể tiếp tục gia công biến dạng cần phải dùng ủ trung gian. Mặt khác, để vật liệu sau biến cứng nguội có một số tính chất nhất định cũng cần phải qua ủ. 1.4.3. Đ−ờng cong biến cứng - Đ−ờng cong ứng suất biến dạng Đ−ờng cong biến cứng là đ−ờng biểu diễn quan hệ của ứng suất tác dụng lên vật biến dạng với biến dạng, trong điều kiện trạng thái ứng suất đơn. Do ứng suất gây ra biến dạng phụ thuộc nhiều yếu tố, nh− nhiệt độ, tốc độ biến dạng, nên đ−ờng cong biến cứng đ−ợc xác định cho từng kim loại và hợp kim 47
trong từng điều kiện nhiệt độ - tốc độ biến dạng cụ thể. ứng suất gây biến dạng dẻo quan hệ với độ lớn và h−ớng tốc độ biến dạng trong trạng thái ứng suất đơn, khi biến dạng ở điều kiện nhiệt độ- tốc độ đ−ợc gọi là ứng suất chảy, biểu diễn bằng σS . Để xác định σS bằng thực nghiệm cần tạo ra điều kiện biến dạng bảo đảm biến dạng phân bố đều trên toàn thể tích vật biến dạng với trạng thái ứng suất đơn. Muốn vậy ta dùng thực nghiệm kéo hoặc nén để xác định đ−ờng cong biến cứng. Nếu thừa nhận trạng thái ứng suất trong tr−ờng hợp đó là trạng thái đơn, thì ứng suất chảy đ−ợc xác định bằng tỷ số giữa lực biến dạng với diện tích mặt cắt ngang thực của mẫu thử tại thời điểm biến dạng. Khi thực nghiệm kéo trạng thái ứng suất đ−ờng tồn tại chỉ đến thời điểm xuất hiện cổ thắt. Sau khi xuất hiện cổ thắt, không còn trạng thái ứng suất đ−ờng mà xuất hiện trạng thái ứng suất khối. Xây dựng đ−ờng cong biến cứng ở đoạn sau khi xuất hiện cổ thắt là rất khó, ta cần dùng cách gần đúng. Khi dùng ph−ơng pháp nén trong giới hạn biến dạng dẻo không có hạn chế giá trị biến dạng khi xác định giới hạn chảy, nh−ng cần phải tránh ảnh h−ởng của ma sát tiếp súc, đó cũng là một việc khó khăn. Nh− vậy, ng−ời ta th−ờng dùng thí nghiệm kéo để xác định đ−ờng cong thực, thiết lập quan hệ ứng suất và biến dạng. Từ đó ta có thể xác định ứng suất theo biến dạng hoặc ng−ợc lại. Theo quan hệ ứng suất và biến dạng khi biến dạng dẻo, ta có thể sử dụng quan hệ tuyến tính giữa c−ờng độ ứng suất và c−ờng độ biến dạng : σi = E. εi (1.35A) trong đó: σi - c−ờng độ ứng suất εi - c−ờng độ biến dạng. Trong quan hệ giữa c−ờng độ ứng suất và c−ờng độ biến dạng có ý nghĩa lớn, chúng chỉ phụ thuộc vào vật liệu, không phụ thuộc vào trạng thái ứng suất. Nh− vậy, ta có thể dùng một trạng thái ứng suất với cách đặt tải giản đơn (kéo đơn, nén đơn,chịu cắt chịu xoắn thuần tuý ), tìm giá trị c−ờng độ ứng suất σi và c−ờng độ 48
biến dạng εi , từ đó xây dựng quan hệ hàm số giữa σi và εi. Nhờ quan hệ hàm số này, ta có thể sử dụng trong tr−ờng hợp trạng thái ứng suất phức tạp. Khi kéo đơn : σ1 = σ ; σ2 = σ3 = 0 ; ε1 = ε ; ε2 = ε3 = -ε/2 ; Vậy : εi = ε ; σi = σ ; (1.35B) Do đó, khi thực nghiệm xác định đ−ợc quan hệ giữa σ và ε , đó chính là quan hệ hàm số giữa σi và εi . a. Đ−ờng cong ứng suất vật lý: Khi kéo đơn, ta xây dựng quan hệ giữa ngoại lực P và độ dZn dài ∆l. Ta thấy đ−ờng cong gồm 4 đoạn. I. Giai đoạn biến dạng đàn hồi II. Giai đoạn chảy III. Giai đoạn biến dạng dẻo IV. Giai đoạn phá huỷ. Các vật liệu dẻo có biểu đồ kéo đặc tr−ng nh− sau : Giới hạn tỷ lệ σtl là giới hạn quan hệ ƯS-BD hoàn toàn tỷ lệ thuận; Giới hạn đàn hồi σđh là giới hạn bảo đảm phục hồi hoàn toàn kích th−ớc mẫu ban đầu sau khi thôi lực tác dụng; Giới hạn chảy là giới hạn vật liệu bắt đầu biến dạng dẻo; Giới hạn bền là giới hạn vật liệu bắt đầu biến dạng không đều, trên mẫu xuất hiện cổ thắt, đó là giá trị đ−ợc coi giới hạn vật liệu bắt đầu phá huỷ. Biến dạng của mẫu kéo không đều. Cho chiều dài quy −ớc là l 0, diện tích tiết diện ngang là A , chiều dài mẫu thử tại thời điểm 0 Hình 1.22. Biểu đồ thử kéo bất kỳ là l, diện tích mặt cắt ngang là A. 49
Vậy ứng suất và biến dạng quy −ớc tại thời điểm bất kỳ đ−ợc xác định là: P ∆l A −A σ = ; δ = ; ψ = 0 . (1.36) A0 l0 A0 Từ đó ta có thể xây dựng đ−ờng cong quan hệ : σ = f( δ) và σ = f( ψ). Do l 0 và A0 là giá trị chiều dài và diện tích tiết diện mẫu ban đầu, là hằng số, nên đ−ờng cong giống đ−ờng P = f( ∆l). Nh−ng, mẫu khi bị kéo ngoài sự biến dạng theo chiều trục, còn có biến dạng theo h−ớng kính, làm diện tích tiết diện co hẹp lại. Vì vậy, giá trị ứng suất σ= P/A 0 không phản ảnh đúng giá trị ứng suất thực tế tại thời điểm bất kỳ. Vì vậy ta gọi đ−ờng cong ứng suất trên gọi là đ−ờng cong quy −ớc. Đ−ờng cong đó đ−ợc dùng trong sức bền vật liệu và kết cấu, do nó biểu diễn quan hệ ứng suất và biến dạng nhỏ. b. Biểu đồ kéo nén thực Trong giải bài toán dẻo, ta dùng các ph−ơng trình vật lý, tính biến dạng qua ứng suất, hoặc từ ứng suất tìm biến dạng. Muốn vậy, tr−ớc hết phải dùng thực nghiệm tìm quan hệ hàm số giữa c−ờng độ ứng suất σi với c−ờng độ biến dạng εi . Thông th−ờng để xác định các thuộc tính cơ học của vật liệu ng−ời ta dùng thí nghiệm kéo đơn hoặc nén đơn. Kết quả ta có thể thiết lập quan hệ giữa lực tác dụng P và độ dZn dài t−ơng đối ∆l =l n - l0; đồng thời xác định đ−ợc hệ số co thắt F − F ψ = 0 n . Fn Ta cũng có thể xác định 1 biểu đồ t−ơng ứng quan hệ giữa biến dạng và ứng suất: σ = f( δ); trong đó, σ=P/F 0 và δ là hệ số dZn dài t−ơng đối. Trong miền đàn hồi, vật liệu thực không có quan hệ tuyến tính tuyệt đối. Vì vậy, ng−ời ta đ−a thêm các chỉ tiêu nh−: σ0.001 ; σ0,003 ; σ0,005 ; các chỉ số biểu diễn giới hạn đàn hồi đ−ợc xác định tại độ dZn dài cho phép t−ơng ứng. Cũng nh− vậy, các vật liệu có tính dẻo kém, không có thềm chảy nên giới hạn chảy không rõ nên cũng đ−ợc 50
dùng giới hạn chảy quy −ớc: σ0,2 ; ở đây chỉ số cũng biểu diễn ứng suất t−ơng ứng với độ biến dạng 0,2%. Để có thể so sánh các số liệu thực nghiệm của vật liệu tại bất kỳ cơ sở thực nghiệm nào, ngoài phần bảo đảm độ chính xác của thiết bị, cần tuân thủ tiêu chuẩn về kích th−ớc mẫu. Có 2 loại chiều dài mẫu theo yêu cầu : l 0=10d và l 0=5d; t−ơng ứng có tỷ lệ: l0 =11 ,3 F0 l; 0 =5,56 F0 . (1.37) Do hệ số biến dạng t−ơng đối chịu ảnh h−ởng của chiều dài mẫu, nên nhiều tr−ờng hợp phải xác định và so sánh 2 chỉ tiêu δ5 và δ10 t−ơng ứng với l 0=5d và l0=10d. Thông th−ờng mẫu ngắn chịu ảnh h−ởng của ứng suất kéo tại 2 đầu kẹp nhiều nên biến dạng lớn hơn, và có số biến dạng t−ơng đối lớn hơn. P Biểu đồ ứng suất biến dạng nói trên, với σ = , gọi là biểu đồ vật lý hay biểu F0 đồ quy −ớc. Vì trong quá trình kéo tiết diện ngang F 0 luôn thay đổi, do đó σ có giá trị không hoàn toàn nh− σ tính ở trên. Do đó, trong thức tế, ng−ời ta dùng biểu P đồ kéo đơn thực với σ = ; ở đây F là diện tích mặt cắt mẫu tại từng thời điểm F biến dạng. d. Biến dạng thực và biến dạng t−ơng đối Trong bài toán Đàn -Dẻo ng−ời ta dùng 2 cách biểu diễn biến dạng: Độ dZn dài t−ơng đối δ : l−l0 100 ∆( dl )100 δ = . %= % (1.38) l0 dl trong đó : l0 - chiều dài ban đầu của mẫu thử; l - chiều dài mẫu sau biến dạng; dl - chiều dài đoạn mẫu ∆(dl) - độ biến dạng của đoạn mẫu. 51
l Biến dạng thực (loga) ε : ε =ln . (1.39) l0 Trong gia công áp lực, độ biến dạng lớn, cách biểu diễn trên không phản ảnh tình hình biến dạng thực của vật liệu. Thực tế, trong quá trình biến dạng, độ dài mẫu l 0 luôn thay đổi tăng dần từ l 0,l 1,l 2, ,l n-1,l n. Nh− vậy, có thể coi tổng độ biến dạng từ l 0 đến l n là tập hợp của các giai đoạn biến dạng t−ơng đối nhỏ: l − l l − l l − l l − l ε= 1 0 + 2 1 + 3 2 + + 2 n−1 . (1.40) l0 l1 l2 ln−1 Ta có thể thay độ tăng của chiều dài của mỗi đoạn là dl. Vậy tổng độ biến dạng là : l n dl l n ε = ∫ = ln (1.41) l l l 0 o ε đZ phản ảnh tình trạng thực tế của biến dạng của vật thể, chính vì vậy, đ−ợc gọi là biến dạng thực hoặc biến dạng loga . Trong giải bài toán biến dạng dẻo lớn, sử dụng độ biến dạng thực ε biểu diễn mới cho kết quả hợp lý, vì : + Biến dạng t−ơng đối không biểu diễn chính xác sự biến dạng thực tế, mức độ biến dạng càng lớn sai số càng lớn. Khai triển công thức biến dạng t−ơng đối theo Taylo ta đ−ợc: l l − l + l ε =ln =ln 0 0 = ln( 1+ δ )= l l 0 0 (1.42) 1 2 1 3 1 4 =δ − δ + δ − δ + 2! 3! 4! Ta thấy, khi biến dạng còn rất nhỏ, ε gần bằng δ; biến dạng càng lớn, sai khác càng lớn. Nếu biến dạng nhỏ hơn 10%, ε ≈ δ, sai số nhỏ. Cũng vì vậy , khi biến dạng t−ơng đối nhỏ hơn 10%, gọi là bài toán biến dạng nhỏ, biến dạng t−ơng đối >10% đ−ợc gọi là bài toán biến dạng lớn. Độ biến dạng thực có thể cộng 52
ε = ε1 + ε2 + ε3 + (1.43) biến dạng t−ơng đối không thể cộng : δ ≠ δ1+ δ2+ δ3 + (1.44) Vì vậy, trong giải bài toán biến dạng lớn, ng−ời ta phải ε, δ dùng biến dạng thực ε, kết quả bài toán chính xác hơn. Nh−ng, nếu bài toán biến dạng không lớn, δ<10%, có thể dùng biến dạng tỷ đối để tính toán đỡ phức tạp và dễ có lời giải. Một biện pháp khác là sử dụng ph−ơng pháp giải gần đúng. ở giai đoạn xác định thành phần ứng suất, có thể dùng giá trị của biến dạng Hình 1.23 Biểu đồ so sánh giữa ε và δ t−ơng đối. Khi xác định thành phần biến dạng, dùng biến dạng thực, giúp cho bài toán tìm thành phần biến dạng chính xác hơn, tính toán dễ dàng hơn. 4. Các dạng Đ−ờng cong ƯS-BD hay đ−ờng cong biến cứng Nh− trên đZ nêu, trong biến dạng dẻo lớn , thông th−ờng dùng chỉ tiêu biến dạng thực ε để đáng giá khả năng biến dạng dẻo của vật liệu. Nh− vậy không thể sử dụng trực tiếp biểu đồ kéo nén để xác định quan hệ giữa ƯS-BD trong biến dạng dẻo. Chính vì vậy, ng−ời ta đZ dự trên số liệu của thí nghiệm kéo đơn để xây dựng các đ−ờng cong ƯS-BD đ−ợc gọi là đ−ờng cong biến cứng. a. Đ−ờng cong σ = f 1(δ) b. Đ−ờng cong σ= f 2(ε) 53
c. Đ−ờng cong σ = f 2(ψ). Sau khi phân tích 3 đ−ờng cong ta thấy: δ - Phản ảnh đ−ợc biến dạng theo chiều trục, chiều tác dụng của ứng suất chính lớn nhất. Nh−ng nó lại phụ thuộc vào chiều dài mẫu. ε - Phản ảnh đ−ợc biến dạng thực, trong điều kiện biến dạng lớn, nh−ng đôi khi làm bài toán khó giải. ψ - Phản ảnh đ−ợc biến dạng theo 2 chiều vuông góc với lực, nh−ng không phụ thuộc vào chiều dài mẫu. Nh− vậy, khi biến dạng nén, nên chọn đ−ờng cong biến dạng σ = f( ψ). Khi biến dạng nén ta có thể xác định 1 1 − l−l0 100 F F0 100 F0 =F 100 100 δ'= . %= 1 %= . %=ψ . %. (1.45) l0 F0 F Nh− vậy, hệ số biến dạng nén δ' t−ơng ứng với biến dạng nén ψ. Nên biểu đồ σ~ψ dùng trong biến dạng nén. Trong thí nghiệm kéo đơn, điều kiện dẻo là σi = σS. Nh−ng trong biến dạng dẻo, " σS" luôn biến đổi theo mức độ biến dạng. Do đó, đ−ờng cong biến dạng thực biểu diễn đúng quan hệ hàm số thực giữa trở lực biến dạng của vật liệu σi với độ biến dạng εi . Trong thí nghiệm kéo đơn vật liệu dẻo, khi xuất hiện cổ thắt, trạng thái ứng suất tại vùng này trở thành trạng thái ƯS 3 chiều. Biến dạng không còn chịu ƯS đơn h−ớng, làm tăng sai số tính toán. Ng−ời ta đZ tìm nhiều ph−ơng pháp thí nghiệm vật liệu khác : Thí nghiệm nén, không gây hiện t−ợng biến dạng cục bộ tại cổ thắt, nh−ng bị ảnh h−ởng của ma sát tiếp xúc. Thí nghiệm xoắn lại gây ứng suất và biến dạng không đều trên mặt cắt. Thí nghiệm xoắn ống mỏng lại có hiện t−ợng không ổn định vì thành mỏng. 54
Do đó, chọn ph−ơng pháp thực nghiệm xác định quan hệ ƯS-BD trong biến dạng dẻo là rất quan trọng. Ph−ơng pháp kéo đơn vẫn là ph−ơng pháp thực nghiệm cơ bản, thông dụng, dùng để lấy số liệu xây dựng các đ−ờng cong biến dạng thực của vật liệu. Có 3 dạng đ−ờng cong lý thuyết của đ−ờng cong ứng suất thực. Để tiện trong việc đ−a số liệu vào bài toán mô phỏng số, ng−ời ta đ−a ra các đ−ờng cong lý thuyết của đ−ờng cong biến dạng thực. Dạng đ−ờng cong có thể nh− hàm số mũ . n1 σS= f 1(δ) có dạng hàm σS = K 1δ ; n2 σS = f 2(ψ) có dạng hàm σS = K 2ψ ; n3 σS = f 3(ε) có dạng hàm σS = K 3ε ; Các hàm trên đều là hàm số mũ bậc cao; trong đó K và n là các hệ số, có thể xác định qua biểu đồ thực nghiệm. Các thông số δ, ψ, ε biểu diễn tính dẻo của vật liệu. Từ các đ−ờng thực nghiệm và sau khi biến đổi các công thức nêu trên, có thể đ−a ra các công thức tính sau: δ ( ct ) δ 1+δ ct σ =σ ct .( e) ; δ ct ψ ( ct ) ψ 1+ψ ct σ =σ ct .( e) ; (1.46) ψ ct ε ( ct ) ε 1+ε ct σ =σ ct .( e) ; εct Trong đó các chỉ số "ct" là các chỉ tiêu bền tại điểm xuất hiện cổ thắt. Các quan hệ trên rất quan trọng khi giải bài toán biến dạng dẻo. Khi xác định biểu đồ ứng suất - biến dạng bằng thực nghiệm kéo nén, đó là ta xác định quy luật quan hệ giữa σi và εi trong điều kiện dẻo. Để ứng dụng đ−ợc biểu đồ này, cần bảo đảm điều kiện đặt tải giản đơn. Nếu không bảo đảm điều kiện này số liệu trên không có ý nghĩa. 55
Hình 1.24 Đ−ờng cong biến cứng quan hệ ứngsuất chảy và độ dZn dài t−ơng đối δ = ∆l/lo Cân bằng dẻo của vật thể là có điều kiện. σi có thể coi là một chỉ số so sánh sự mạnh yếu của ứng suất giữa các trạng thái ứng suất khác nhau của vật liệu, mặt khác còn biểu diễn trở lực biến dạng trong quá trình biến dạng dẻo của vật liệu. σi còn có thể coi nh− một giá trị giới hạn chảy "động" , thay đổi từ lúc bắt đầu biến dạng dẻo đến lúc vật liệu phá huỷ. Hình 1.25 Đ−ờng cong biến cứng quan hệ ứng suất chảy với độ co thắt ψ 56
Ch−ơng 2 Tác dụng của các yếu tố cơ nhiệt và các hiện t−ợng trong biến dạng dẻo kim loại 2.1 . Biến dạng dẻo ở nhiệt độ cao- Hồi phục và kết tinh lại Nh− ch−ơng 1 đ nêu, trong quá trình biến dạng một bộ phận năng l−ợng đ−ợc tích tụ trong vật liệu và khiến vật liệu ở trạng thái không ổn định nhiệt động. Để kim loại trở về trạng thái ổn định cần làm cho năng l−ợng giao động nhiệt v−ợt ng−ỡng thế năng, có nghĩa là các nguyên tử cần một năng l−ợng nhất định để cho chúng trở về vị trí ổn định nhiệt động mới. Khi nung kim loại đến một nhiệt độ nhất định, các nguyên tử ở trạng thái không ổn định chuyển thành trạng thái ổn định, hiện t−ợng biến cứng bị khử, mạng tinh thể trở về trạng thái sắp xếp trật tự - có quy luật, gọi là quá trình hồi phục và kết tinh lại . 2.1.1. Hồi phục Khi nhiệt độ ch−a v−ợt quá (0,23 ≈ 0,3)T nc ( T nc : nhiệt độ nóng chảy tuyệt đối) sẽ xuất hiện hiện t−ợng hồi phục. Hiện t−ợng hồi phục là hiện t−ợng khi nung kim loại biến dạng, chuyển động nhiệt của các nguyên tử tăng, làm cho các nguyên tử tr−ớc đây bị dịch chuyển khỏi vị trí cân bằng, nay trở về vị trí có thế năng nhỏ hơn. Kết quả của hiện t−ợng hồi phục là các nguyên tử trở về trạng thái cân bằng, các ứng suất d− loại 2 bị khử, giảm sự xô lệch mạng, khôi phục một phần tính chất cơ học, vật lí và hoá học, khôi phục một phần hình dáng của hạt không bị thay đổi và định h−ớng của hạt hình thành khi biến dạng. Nh−ng ch−a thể khôi phục sự phá vỡ của nội bộ hạt và sự của phân giới hạt. Khi trong kim Hình 2.1. Biến cứng và hồi phục Zn 57
loại có l−ợng tạp chất nhất định, chúng làm tăng nhiệt độ hồi phục. Đồng thời mức độ hồi phục cũng có liên quan với thời gian gia nhiệt. Hình 2.1. cho quan hệ ứng suất và biến dạng 50% sau mỗi lần biến dạng ở nhiệt độ th−ờng. Hình 2.1a, biểu diễn quan hệ ứng suất -biến dạng sau mỗi khoảng 30 giây, kéo một lần; hình 2.1b, sau 24 giờ kéo 1 lần. Thấy rằng, sau mỗi lần nghỉ, vật liệu đ−ợc hồi phục. Đoạn giáng là đoạn t−ơng ứng với độ giảm của ứng suất cần thiết để biến dạng sau mỗi lần nghỉ. Sau 30 giây nghỉ, chỉ có một bộ phận biến cứng đ−ợc khử. Sau 24 giờ, hầu hết biến cứng bị trừ khử, hiện t−ợng hoá mềm sảy ra hoàn toàn. Nhiệt độ càng cao, thời gian hoá mềm càng giảm. 2.1.2. Kết tinh lại (hình 2.2) Quá trình hồi phục hoàn toàn các tính chất và tổ chức của kim loại bị biến cứng, đó là quá trình kết tinh lại . Quá trình kết tinh lại xảy ra ở nhiệt độ nhất định, thấp hơn nhiệt độ chuyển biến pha. Do nhiệt độ tăng, làm tăng năng l−ợng kích hoạt của các nguyên tử, tăng mức độ dịch chuyển của các nguyên tử, từ đó làm thay đổi hình dáng, kích th−ớc của tinh thể sau biến dạng. Quá trình kết tinh lại qua hai giai đoạn: Giai đoạn I: Kết tinh lại lần I, trong giai đoạn này chủ yếu làm thay đổi nội bộ hạt tinh thể. Bao gồm quá trình sinh mầm và lớn lên của mầm. Kết quả các hạt tinh thể có cấu trúc hoàn chỉnh thay thế toàn bộ các hạt cũ bị phá vỡ. Do sự thay đổi cấu trúc đó mà hồi phục lại hoàn toàn tính năng ban đâu của kim loại. Giai đoạn II: Kết tinh lại tụ hợp, hay kết tinh lại lần II. Sau khi đ hoàn thành giai đoạn I, các hạt tinh thể mới ở nhiệt độ cao và thời gian dài, một số hạt có năng l−ợng phân giới hạt nhỏ lớn lên, đó là các hạt có kích th−ớc lớn. Chúng "nuốt" các hạt nhỏ, bằng cơ chế mở rộng phân giới hạt. Kết quả tổng số hạt giảm. Đó gọi là kết tinh lại tụ hợp. Đặc điểm của kết tinh lại tụ hợp: a. Kết tinh lại tập hợp do dịch chuyển phân giới hạn. b. Tốc độ lớn lên của các hạt nhỏ hơn tốc độ lớn lên ở giai đoạn I; 58
c. Tốc độ dài di động của phân giới hạt tại các vị trí khác nhau không giống nhau, các mặt lồi sẽ phát triển mở rộng; d. Kích th−ớc hạt nhỏ, tốc độ kết tinh tập hợp lớn, trong một đơn vị thể tích, số hạt càng giảm và tốc độ lớn lên của hạt dần giảm xuống không. Khi đạt đến một l−ợng hạt nhất định, sự lớn lên của hạt bị dừng lại. Nhiệt độ tăng lên tốc độ lớn lên của hạt tăng. Hình 2.2. Quá trình kết tinh lại của các tinh thể sau biến dạng dẻo nguội Sau khi kết tinh lại: Các hạt tinh thể lại trở lại dạng hạt có kích th−ớc ba chiều gần bằng nhau, khử đ−ợc các khuyết tật nh− làm hạt từ thô to, không đều trở thành hạt nhỏ và đều. Khử ứng suất d− loại 2 và 3, khôi phục mọi chỗ bị phá huỷ ở trong hạt và ở phân giới hạt, khử các vết nứt và lỗ rỗng sinh ra trong quá trình biến dạng. Do kết tinh lại làm tăng quá trình khuyếch tán, làm cho thành phần hoá học đ−ợc đồng đều. Từ đó khôi phục đ−ợc tính chất cơ học - vật lí - vật lí hoá học, làm tăng trở lực biến dạng và tính dẻo. Kết tinh lại không xảy ra lập tức mà tiến hành với một nhiệt độ nhất định. Th−ờng th−ờng nhiệt độ càng cao, giao động nhiệt của các nguyên tử càng lớn, tốc độ kết tinh lại càng lớn. Độ biến dạng càng lớn, năng l−ợng tự do của kim loại càng cao, độ bất ổn định càng lớn, tốc độ kết tinh lại ở nhiệt độ nhất định càng lớn. Tốc độ biến dạng càng cao, nhiệt sinh ra do biến dạng càng lớn, nên nhiệt độ tăng càng cao, nên tốc độ kết tinh lại càng lớn. 59
Nhiệt độ thấp nhất ở đó xảy ra kết tinh gọi là nhiệt độ kết tinh lại. Nhiệt độ bắt đầu kết tinh lại có thể xác định cho kim loại và hợp kim: Tktl = (0,23 ≈ 0,3)T nc , K (2.1) Nhiệt độ kết tinh lại của một số kim loại nguyên chất: Hình 2.3 ảnh h−ởng của độ biến dạng và thời gian ủ đến nhiệt độ bắt đầu kết tinh lại Bảng 2.1 Kim loại Pb,Sn, Zn Al, Mg Au Cu Fe Ni To W Nhiệt độ, 0C 0 150 200 270 450 620 1020 1210 Mức độ biến dạng càng lớn, nhiệt độ kết tinh lại càng thấp. Khi mức độ biến dạng nhỏ, mức độ biên dạng tăng, nhiệt độ kết tinh lại giảm nhanh, sau đó tốc độ giảm, nhiệt độ giảm dần. Thời gian ủ kết tinh lại càng dài, nhiệt độ bắt đầu kết tinh lại giảm. Trong kim loại nguyên chất cho thêm các nguyên tố tạo dung dịch rắn, làm tăng nhiệt độ kết tinh lại. Thí dụ, kết tinh lại của nhôm sạch (99,998%) ở nhiệt độ 150 0C, sau 5 giây, nh−ng với nhôm 99,993% nhiệt độ đó là 240 0C sau 10 phút. Kết tinh lại là một quá trình sinh mầm và lớn lên của hạt tinh thể mới, khử biến cứng gia công, chúng chỉ xảy ra khi kim loại chịu một biến dạng nguội nhất định. Giá trị biến dạng đó gọi là giá trị tới hạn εgh . Nếu biến dạng ε < εgh , không có hiện t−ợng kết tinh lại. Độ biến dạng tới hạn khoảng 1,5 - 10%. Thí dụ Fe: 6 - 10%; Al: 2-3%; Cu: 5%. 60
Khi biến dạng lớn hơn hoặc bằng độ biến dạng giới hạn, sau khi kết tinh lại nhận đ−ợc hạt thô to. Khi tăng độ biến dạng trên độ biến dạng tới hạn, độ lớn của hạt tinh thể sau kết tinh lại nhỏ dần, nếu biến dạng với ε rất lớn trên 90%, sau khi kết tinh lại ta Hình 2.4. Quan hệ độ lớn hạt sau hết tinh đ−ợc hạt tinh thể thô to, đó là lại với độ biến dạng giai đoạn kết tinh lại lần 2. Ta có thể giải thích độ lớn của hạt sau kết tinh lại nhờ lí thuyết sinh mầm và lớn lên của mầm. Khi biến dạng nhỏ hơn biến dạng giới hạn, do độ biến dạng quá nhỏ, mới có biến dạng bên trong hạt, phân giới hạt ch−a bị phá hoại, mầm tinh thể kết tinh lại ch−a thể hình thành hoặc rất ít nên không thể cải biến đ−ợc kích th−ớc hạt cũ. Khi l−ợng biến dạng bằng hoặc lớn hơn l−ợng biên dạng giới hạn, do tr−ợt dẻo tiến hành ở một số hạt, nên mầm kết tinh lại chỉ xuất hiện ở một số hạt, nên sau khi kết tinh lại, số mầm ít, nên hạt tinh thể thô to. Khi tăng l−ợng biến dạng, số hạt tinh thể tham gia biến dạng càng nhiều, khả năng tạo mầm tinh thể kết tinh lại càng nhiều, do đó sau kết tinh lại số hạt càng nhiều và tinh thể càng nhỏ. Nh−ng nếu độ biến dạng rất lớn, các hạt tinh thể có xu h−ớng quay, làm định h−ớng của chúng gần giống nhau. Các phần tử chất tan ở phân giới hạt bị phá vỡ và kéo dài, khiến các phân giới của hạt cũ gần sát nhau. Khi ủ kết tinh lại, chúng dễ tạo thành các hạt thô to. Độ biến dạng tạo tinh thể thô to sau kết tinh lại th−ờng ở phạm vi 85-95%. Quá trình kết tinh lại có thể phân chia: kết tinh lại sau khi biến dạng nguội và ủ; kết tinh lại trong quá trình gia công biến dạng nóng. Kim loại, sau khi gia công biến cứng nguội, do có biến cứng, trở lực biến dạng tăng lên, tính dẻo của vật liệu giảm. Chính vì vậy, trong nhiều tr−ờng hợp gia công vật liệu tấm, sau khi 61
dập nguội, ng−ời ta không ủ kết tinh lại để mềm hoá, mà để vật liệu ở trạng thái biến cứng để vật liệu giữ độ bền cao. Trong tr−ờng hợp sản xuất dây thép lò xo cuốn nguội, ng−ời ta cần dây có giới hạn đàn hồi, giới hạn bền lớn, nên sau lần chuốt cuối cùng, không tiến hành ủ kết tinh lại, mà chỉ dùng ram khử ứng suất d−. Trong sản xuất dập các chi tiết dạng tấm, khi cần một l−ợng biến dạng lớn, ng−ời ta không thể dập 1 lần, mà phải chia dập ra sau nhiều lần, giữa các giai đoạn là nguyên công ủ kết tinh lại, để giảm trở lực biến dạng, khôi phục tính dẻo để tránh làm vật liệu nứt, g y. ủ kết tinh lại và ủ trong nhiệt luyện rất khác nhau: ủ trong nhiệt luyện dựa trên cơ sở nhiệt độ chuyển biến pha, ủ kết tinh lại không căn cứ vào nhiệt độ đó, th−ờng nhiệt độ ủ kết tinh lại nhỏ hơn AC3. Ngoài ra, trong quá trình gia công nguội, khống chế độ lớn của hạt chủ yếu là khống chế nhiệt độ kết tinh lại sau gia công và tổng l−ợng biến dạng sau lần ủ kết tinh lại trung gian cuối cùng. Th−ờng biểu đồ kết tinh lại đ−ợc vẽ theo quan hệ giữa kích th−ớc hạt, nhiệt độ và mức độ biến dạng. Dạng của biểu đồ kết tinh lại không thay đổi theo vật liệu. Khi nghiên cứu kết tinh lại, nhận thấy khi tăng nhiệt độ ủ, xuất hiện hiện t−ợng kết tinh lại lần 2, đối với thép cacbon thấp (0,03%C), ở 850 - 950 0C. Hạt tinh thể sau kết tinh lại nhỏ hơn khi ủ ở nhiệt độ T ủ Hình 2.5. Biểu đồ KTL quan hệ độ lớn hạt - < 850 0C. Có thể do ở nhiệt 0 độ biến dạng - nhiệt độ của thép cacbon thấp độ 850 - 950 C có quan hệ với chuyển biến pha. Biểu đồ kết tinh lại chỉ 62
rõ mối quan hệ giữa nhiệt độ ủ kết tinh lại, độ lớn của hạt sau khi ủ kết tinh lại với độ biến dạng tổng, nên trong công nghệ gia công áp lực sử dụng biểu đồ này gặp khó khăn. Quá trình gia công nóng bao giờ cũng kèm theo kết tinh lại, mặt khác khi xác định quy trình công nghệ là xác định l−ợng biến dạng t−ơng đối của từng lần ép, từng lần dập Biểu đồ kết tinh lại ch−a xét ảnh h−ởng của l−ợng biến dạng tr−ớc, vì kích th−ớc của tinh thể sau kết tinh lại cũng có quan hệ với giai đoạn gia công tr−ớc đó, có nghĩa là cần xét tác dụng của biến dạng tích luỹ. Nói cách khác, khi dập, rèn hoặc cán cuối cùng kích th−ớc hạt sẽ nhỏ hơn rất nhiếu so với các lần gia công tr−ớc đó. Nhiều nhà nghiên cứu cho thấy, sự khác biệt về độ lớn hạt sau khi kết tinh lại. Trong hai tr−ờng hợp xét biến dạng thực và xét biến dạng tích luỹ có sự khác nhau khi nhiệt độ ủ kết tinh lại thấp và khi l−ợng biến dạng nhỏ. Sự khác nhau này do ảnh h−ởng của ma sát. Ma sát càng lớn, sự sai khác càng lớn. Hiện t−ợng kết tinh lại Hình 2.6 Biểu đồ kết tinh lại thép không gỉ lần 2 xuất hiện khi độ biến dạng lớn, nhiệt độ ủ kết tinh lại cao và thời gian nung dài. Trong tr−ờng hợp này, các hạt tinh thể có định h−ớng lớn lên, các hạt lớn hơn nuốt hạt nhỏ, để giảm bớt số năng l−ợng bề mặt, kết quả ta đ−ợc hạt thô to. Có thể quan sát thấy độ hạt tăng lần 2 khi ủ kết tinh lại ở nhiệt độ cao (hình 2.4 và 2.6). Ngoài ra, tổ chức kim loại và sự không đều của các điều kiện kết tinh lại cũng ảnh h−ởng đến kích th−ớc hạt sau ủ kết tinh lại. Các nguyên tố hợp kim hoặc các tạp chất tồn tại ỏ phân giới hạt tinh thể là các trở ngại cho quá trình kết tinh 63
lại. Thí dụ, dây Vonfram bị nung nóng trong thời gian dài ở nhiệt độ trên nhiệt độ kết tinh lại, làm hạt thô to và làm dây dòn. Nếu cho vào trong vonfram một l−ợng rất nhỏ oxyt Thori (Th0 2) 0,7% d−ới dạng hạt nhỏ mịn, phân tán, chúng ngăn cản các hạt lớn lên, trong quá trình kết tinh lại, nếu tại một điểm nào đó có điều kiện tạo mầm hạt tinh thể mới, so với chỗ khác kém hơn, nh− vậy kết tinh lại sẽ bắt đầu từ chỗ thuận lợi và phát triển nhanh, kết quả cho tinh thể rất thô to. Trong gia công áp lực, độ lớn của hạt sau kết tinh lại ảnh h−ởng đến chất l−ợng sản phẩm. Chính vì vậy, khi xác định chế độ công nghệ cần xét độ biến dạng, ở những lần gia công đầu cần dùng độ biến dạng lớn, nh−ng lần dập và ép cuối cùng cần dùng l−ợng biến dạng nhỏ hơn t−ơng đ−ơng độ biến dạng tới hạn, để thu đ−ợc hạt nhỏ mịn sau khi kết tinh lại, từ đó ta có vật liệu với độ bền cao, tính dẻo tốt. 2.1.3. Phân loại dạng gia công áp lực Trên cơ sở nhiệt độ kết tinh lại, ng−ời ta chia quá trình gia công áp lực thành các dạng khác nhau. Ta biết, hiện t−ợng biến cứng, hồi phục và kết tinh lại không những phụ thuộc điều kiện biến dạng, mà còn phụ thuộc các đặc tính của vật liệu. Trong gia công áp lực, tuỳ theo mức độ biến cứng nguội và quá trình hoá mềm, kết quả biến dạng khác nhau. Vì vậy, ng−ời ta chia thành các quá trình gia công khác nhau. a. Gia công nguội . Trong quá trình gia công nguội, chỉ có thể sảy ra biến dạng tr−ợt, đối tinh, mạng tinh thể bị uốn và phá vỡ và các miếng tinh thể quay. Trong biến dạng nguội không có khuyếch tán tham gia. Tác dụng biến dạng phân giới hạt nhỏ, do nhiệt độ biến dạng thấp, độ bền phân giới hạt cao, cấu trúc phân giới hạt không có quy luật, giữa các hạt có lực ràng buộc lớn. Trong biến dạng nguội chỉ có hiện t−ợng biến cứng nguội, không có hiện t−ợng hồi phục và kết tinh lại. Gia công nguội đ−ợc tiến hành ở nhiệt độ d−ới nhiệt độ kết tinh lại. b. Gia công không hoàn toàn nguội . Trong quá trình gia công có biến cứng nguội và hồi phục, ch−a có quá trình kết tinh lại. Do có quá trình hồi phục nên có thể cải thiện một phần tính chất cơ học và vật lý của kim loại. Quá trình 64
hồi phục sảy ra do nhiệt độ gia công lớn hơn nhiệt độ th−ờng hoặc do tốc độ biến dạng cao làm tăng nhiệt độ của vật gia công. Gia công không hoàn toàn nguội có thể tăng l−ợng biến dạng mà không cần ủ trung gian. c. Gia công nóng . Gia công nóng là dạng gia công ở nhiệt độ lớn hơn nhiệt độ kết tinh lại và quá trình kết tinh lại đ−ợc sảy ra hoàn toàn. Trong quá trình gia công nóng, kim loại biến dạng theo cơ chế nh− trong gia công nguội. Đồng thời do ở nhiệt độ cao, giao động nhiệt của các nguyên tử lớn, nên biến dạng còn theo cơ chế khuyếch tán. Trong quá trình gia công nóng, tốc độ kết tinh lại lớn hơn tốc độ biến cứng, nên sau biến dạng nóng, không có dấu vết của biến cứng nguội. Tổ chức kim loại sau biến dạng nóng là tổ chức sau kết tinh lại. d. Gia công nửa nóng . Gia công nửa nóng là dạng gia công đồng thời sảy ra hiện t−ợng biến cứng và hiện t−ợng kết tinh lại, do lý do nào đó, quá trình kết tinh lại không sảy ra hoàn toàn. Nên có chỗ vật liệu kết tinh lại, có chỗ còn biến cứng, sau biến dạng, có vùng có tổ chức kết tinh lại, có vùng còn tổ chức biến cứng. Trong quá trình biến dạng, do có các hạt kết tinh lại, nên làm cho biến dạng không đều, kết quả làm tính dẻo của kim loại giảm, trở lực biến dạng tăng. Nếu độ bền kim loại không đủ, có thể xuất hiện vết nứt. Biến dạng nửa nóng sảy ra ở phạm vi nhiệt độ trên nhiệt độ bắt đầu kết tinh lại. Tốc độ biến dạng tăng làm tăng khả năng sảy ra biến dạng nửa nóng. Vật liệu có tốc độ kết tinh lại nhỏ cũng dễ sảy ra trạng thái biến dạng nửa nóng. Trong thực tế, cần hết sức tránh dạng gia công này. Nh− vậy, có thể dựa vào nhiệt độ gia công để phân loại dạng gia công. Sau khi biến dạng dẻo nguội và kết tinh lại, tổ chức và tính chất cơ - lý của kim loại và hợp kim đ−ợc cải thiện, nhất là trở lực biến dạng giảm và tính dẻo tăng. Nội dung này sẽ đ−ợc nghiên cứu ở ch−ơng 7. 2.2. Chuyển biến pha khi biến dạng dẻo Trong quá trình biến dạng có sảy ra chuyển biến pha. Thí dụ, cán thép ôstenit, có sự phân giải ôstenit, biến dạng dẻo nguội hợp kim nhôm cũng có thể sảy ra sự biến đổi pha. Mặt khác ta thấy, có hiện t−ợng tăng tốc quá trình chuyển 65
biến pha khi nhiệt luyện vật liệu sau biến dạng. Quá trình chuyển biến pha khi biến dạng dẻo sảy ra, có thể do sự thay đổi nhiệt độ tới hạn của các pha trong quá trình biến dạng, có thể liên quan đến độ lớn tổ chức hạt, đồng thời có thể do kết quả chuyển biến thù hình d−ới tác động của khuyếch tán. Các yếu tố ảnh h−ởng đến chuyển biến pha khi biến dạng dẻo : 2.2.1. Đặc điểm lực tác dụng á p lực đơn hoặc áp lực không đều theo các h−ớng có thể làm tăng quá trình chuyển biến pha. Trong tr−ờng hợp này, khi ứng suất lớn nhất đạt tới một độ nhất định, sẽ sảy ra biến dạng dẻo. Do có biến dạng dẻo, cấu trúc tinh thể bị xô lệch, kết quả làm tăng quá trình khuyếch tán và tự khuếch tán; đồng thời trong quá trình biến dạng tạo ra phân bố ứng suất không đều và sự khuyếch tán của các nguyên tử cũng thúc đẩy quá trình phân bố đồng đều ứng suất. Giá trị ứng suất và mức độ không đều càng lớn, sự dịch chuyển của các nguyên tử để tạo sự phân bố ứng suất đồng đều càng mạnh. Trong dung dịch rắn, sự khuyếch tán l−u động của các nguyên tử có thể giảm do sự sắp xếp theo quy luật và phân ly nồng độ, cho đến khi pha mới tiết ra mới ngừng. Trong hệ nhiều pha, do khuyếch tán làm đều hoá phân bố ứng suất, không những tạo nên sự phân bố lại các nguyên tử của các pha, mà còn sảy ra hiện t−ợng trao đổi nguyên tử giữa các pha. Trong quá trình biến dạng dẻo, có thể làm thay đổi tỷ số giữa pha và thành phần hoá học. Kết quả sau khi biến dạng, tính chất của hợp kim có thể cải thiện, bao gồm biến đổi các chỉ tiêu trở lực biến dạng và chỉ tiêu dẻo; đồng thời do sự xuất hiện pha hoặc biến mất của pha làm thay đổi tính chất của vật liệu. Tính chất của tải trọng cũng ảnh h−ởng đến quá trình chuyển biến pha. Thí dụ, thép CrSi, ở 20 0C chịu tác dụng lực nén ép 1 chiều, sau đó, tôi ở nhiệt độ 1150 0C, khi áp lực nén tăng dần làm tăng số ôstenit d− bị phân huỷ và HRc tăng. Bảng 2.2 66
Đặc tính lực, Nhiệt Độ cứng HRC ôstenit % 2 KG/mm độ, Tr−ớc BD Sau BD Tr−ớc BD Sau BD 0C Lực không đổi 50 20 53,5 54 60 53,4 Lực biến đổi từ 0 đến 50 20 53 54~55 60 44,6 Lực không đổi 125 200 52 54 60 43,7 Lực biến đổi từ 0 đến 125 200 52 55 60 30,1 Lực không đổi 50 500 52,5 53~54 60 42,7 Lực biến đổi từ 0 đến 50 500 52 56 60 15 Bảng 2.2 cho các giá trị độ rắn và l−ợng ôstenit d− khi vật liệu chịu tải tĩnh và tải chu kỳ trong điều kiện nhiệt độ khác nhau. Từ bảng ta thấy, giá trị lực thay đổi ảnh h−ởng đến sự phân giải pha lớn hơn lực tĩnh. Nh−ng, khi kim loại chịu áp lực phân bố đều, có thể ngăn cản sự chuyển pha. Thí dụ, khi tác dụng lực 3 chiều đều, p = 100.000 MN/m 2, lên mẫu hợp kim nhôm cứng đ tôi ở nhiệt độ cao, ta thấy, sự tăng độ cứng do hoá già sảy ra chậm chạp hơn so với điều kiện áp suất không khí bình th−ờng. Sự chậm trễ quá trình hoá già là do khi các tinh thể chịu áp lực 3 chiều đều làm sự dịch chuyển của các nguyên tử trong mạng, hay sự khuyếch tán của các nguyên tử gặp khó khăn. 2. ả nh h−ởng của mức độ biến dạng Lấy một sợi dây thép Crôm, có thành phần 1,0%C, 1,6%Cr, 0,30%Mn, đem biến dạng xoắn, để nghiên cứu quá trình chuyển biến pha từ ôstenit thành 67
peclit, ta thấy, biến dạng dẻo làm tăng tốc độ chuyển biến pha. Do biến dạng xoắn là biến dạng không đều, biến dạng tăng dần từ trung tâm dây ra ngoài, mức độ biến dạng càng lớn l−ợng ôstenit phân giải càng nhiều. Một số nghiên cứu khác cho thấy, biến dạng dẻo thúc đẩy sự phân giải dung dịch rắn, tạo nên các hạt pha mới, nhỏ, phân tán. Sự biến cứng hoàn toàn thúc đẩy quá trình phân giải pha dung dịch rắn và quá trình kết tinh lại sau biến dạng. Nghiên cứu động lực học phân giải dung dịch rắn hợp kim nhôm- silic chỉ ra rằng: khi ram ở nhiệt độ 218 0C, để đạt trạng thái hợp kim biến dạng phân giải hoàn toàn dung dịch rắn sau khi tôi, cần ram trong Hình 2.7 ảnh h−ởng của áp lực thời gian 8 phút. Đồng thời, khi ram biến dạng đến l−ợng Ôstenit d− và độ cùng nhiệt độ, cùng đạt trạng thái rắn của thép CrSi phân giải hoàn toàn cùng một hợp kim, nh−ng ch−a qua biến dạng, cần ram trong thời gian 65 giờ (chậm hơn 2500 lần). 2.2.3. ả nh h−ởng của tốc độ biến dạng Tốc độ biến dạng ảnh h−ởng đến chuyển biến pha không giống nhau. Trong một số tr−ờng hợp, tốc độ biến dạng lớn thúc đẩy chuyển biến pha, một số tr−ờng hợp khác hạn chế chuyển biến pha, có thể do trong tr−ờng hợp này ch−a kịp chuyển biến pha. Thí dụ, d−ới tác dụng của tải trọng tĩnh, biến dạng hợp kim đồng với 9%Al, 4%Fe, ở nhiệt độ 350 0~450 0C, do có chuyển biến pha, nên gây ra dòn. Nh−ng d−ới tác dụng của tải trong xung, kim loại không dòn, do lúc này ch−a kịp sảy ra chuyển biến pha. 68
Nh− trên đ nói, trong quá trình biến dạng dẻo, do mạng tinh thể bị phá vỡ và xô lệch, tốc độ khuyếch tán tăng, nên nhiệt độ chuyển biến pha giảm. Thí dụ, tác dụng áp lực 47.000MN/m 2 lên thép các bon 0,9%C, xác định đ−ợc nhiệt độ tới hạn chuyển biến pha là 360 0C, nếu tác dụng lực 10MN/m 2 lên vật liệu ta đ−ợc nhiệt độ tới hạn là 690 0C. Nh− vậy, trong thực tế sản xuất cần l−u ý, khi biến dạng dẻo, kim loại nguội dần, nếu biến dạng ở gần nhiệt độ chuyển biến pha, có thể vật liệu ở trạng thái phân giải pha, làm thay đổi tính dẻo, kim loại biến dòn và nứt. 2.3. Hiệu ứng nhiệt khi biến dạng dẻo 2.3.1. Khái niệm về hiệu ứng nhiệt Trong quá trình biến dạng dẻo, kim loại hấp thụ nhiệt năng. Số nhiệt năng đó, một phần tích luỹ trong tinh thể làm tăng thế năng đàn hồi và một phần tạo thành nhiệt biến dạng dẻo. a. Thế năng đàn hồi biến dạng bao gồm thế năng tự do và entropy. Khi cất tải, một bộ phận năng l−ợng đàn hồi đ−ợc giải phóng, điều đó có thể coi là phần năng l−ợng đàn hồi, một bộ phận còn tồn lại trong vật thể d−ới dạng nhiệt. b. Nhiệt năng biến dạng dẻo là phần năng l−ợng đ−ợc chuyển từ năng l−ợng biến dạng dẻo thành nhiệt năng. Hiệu suất sinh nhiệt ηηηn đ−ợc tính bằng tỷ số giữa phần năng l−ợng nhiệt đ−ợc chuyển hoá A m và tổng số năng l−ợng vật biến dạng hấp thụ A: ηn = A m/A (2.2) Hiệu ứng phát nhiệt biến dạng dẻo có thể tính nh− sau: Am = ηnX.A (2.3) Trong cùng điều kiện, hiệu suất phát nhiệt càng lớn, trở lực biến dạng càng lớn, tính dẻo càng lớn thì hiệu ứng nhiệt càng lớn. Một số thực nghiệm cho biết, nhôm cứng d−ới tác dụng của lực đơn h−ớng có hiệu suất phát nhiệt là 77%, nhôm kỹ thuật là 93%, thép là 84~88%, đồng là 92%. 69
Trong quá trình biến dạng dẻo, căn cứ vào điều kiện biến dạng khác nhau, năng l−ợng nhiệt có thể bị tiêu tán ra môi tr−ờng xung quanh, đồng thời có thể l−u lại bên trong vật thể biến dạng. Nếu nhiệt l−ợng biến dạng đ−ợc toả hết ra môi tr−ờng, ta gọi quá trình biến dạng là quá trình biến dạng đẳng nhiệt. Nếu chúng giữ lại toàn bộ trong vật biến dạng ta gọi là quá trình đoạn nhiệt. Nh−ng đa số các tr−ờng hợp, chỉ có một phần năng l−ợng đ−ợc l−u lại trong vật biến dạng. Phần năng l−ợng này làm tăng nhiệt độ của vật biến dạng, có thể dùng hiệu ứng nhiệt độ để biểu diễn. Hiệu ứng nhiệt (độ) là tỷ số giữa hiệu nhiệt độ sau biến dạng và tr−ớc biến dạng với nhiệt độ tr−ớc biến dạng: t −t α = z t . (2.4) tt Trong đó : t s - nhiệt độ vật liệu đạt đ−ợc sau biến dạng t t - nhiệt độ vật liệu tr−ớc biến dạng. Khi nhiệt l−ợng phát ra trong một đơn vị thể tích càng lớn và l−ợng nhiệt l−u lại trong vật thể càng lớn, thì hiệu ứng nhiệt độ càng lớn. Hiệu ứng nhiệt độ của vật biến dạng do ảnh h−ởng của l−ợng nhiệt phát ra khi biến dạng dẻo và nhiẹt l−ợng sinh ra do ma sát tiếp súc. Nên trong quá trình biến dạng, thời gian biến dạng ngắn, th−ờng nhiệt độ ch−a kịp toả ra ngoài môi tr−ờng, nên hiệu ứng nhiệt độ có thể đạt giá trị rất lớn. Trong cùng điều kiện, hiệu ứng nhiệt do nhiệt độ biến dạng, tốc độ biến dạng và mức độ biến dạng quyết định. Nhiệt độ biến dạng càng thấp, hiệu ứng nhiệt càng lớn. Nhiệt độ biến dạng càng cao, hiệu ứng nhiệt càng thấp. Đó là do khi cùng một điều kiện biến dạng, nhiệt độ biến dạng càng cao trở lực biến dạng càng thấp, năng l−ợng cần cho một đơn vị thể tích biến dạng càng thấp. Tốc độ biến dạng càng cao, hiệu ứng nhiệt càng cao. Vì khi tốc độ biến dạng cao, nhiệt năng không kịp thải ra ngoài môi tr−ờng, làm nhiệt độ tăng cao. Thí dụ, khi biến dạng dẻo hợp kim nhôm với các tốc độ biến dạng khác nhau, ta đ−ợc các tổ chức khác nhau. Khi tốc độ biến dạng chậm, ta đ−ợc tổ chức kết tinh lại, đó là 70
do quá trình kết tinh lại kịp sảy ra và hoàn thành. Khi tốc độ biến dạng lớn hơn 1550 mm/s quá trình kết tinh lại không kịp sảy ra. Nh−ng khi tốc độ tăng lên trên 3550 mm/s ta lại đ−ợc tổ chức kết tinh lại. Đó là do kết quả của hiệu ứng nhiệt ở điều kiện tốc độ biến dạng cao. 2.2.2. Tác dụng của hiệu ứng nhiệt Trong quá trình biến dạng, do sinh ra l−ợng nhiệt lớn, nên hiệu ứng nhiệt không thể tránh khỏi gây ra nhiều ảnh h−ởng . a. Thay đổi trở lực biến dạng Nói chung, hiệu ứng nhiệt làm giảm trở lực biến dạng, có lúc làm giảm một cách rõ rệt. Trong một số tr−ờng hợp đặc biệt, hiệu ứng nhiệt làm tăng trở lực biến dạng. Đó là do hiệu ứng nhiệt làm vật liệu chuyển sạng vùng có pha phân tán nhỏ, khó biến dạng. b. Thay đổi ph−ơng thức của quá trình biến dạng. Trong quá trình biến dạng dẻo, do hiệu ứng nhiệt làm tăng nhiệt độ, có thể làm thay đổi ph−ơng thức biến dạng từ nguội sang biến dạng nửa nóng hoặc nóng. c. Thay đổi trạng thái pha Nếu nhiệt độ biến dạng nhỏ hơn nhiệt độ chuyển biến pha, do hiệu ứng nhiệt có thể làm vật liệu đạt nhiệt độ chuyển biến pha làm pha chuyển biến. d. Thay đổi tính chất và tổ chức của kim loại biến dạng Nh− trên đ nêu, do hiệu ứng nhiệt có thể thay đổi ph−ơng thức biến dạng và làm chuyển biến pha, nên thay đỏi điều kiện biến dạng và từ đó kim loại có tính chất và tổ chức theo điều kiện biến dạng mới. Do hiệu ứng nhiệt không đều trên toàn vật thể biến dạng nên tính chất của vật liệu sau biến dạng cũng không đều. Đồng thời, tuỳ hiệu ứng nhiệt khác nhau gây ra sự biến đổi cũng khác nhau. Khi chồn, tại h−ớng làm với h−ớng trục 45 0 có độ biến dạng lớn, hiệu suất nhiệt cao. Ta cũng có thể quan sát thấy đai sáng khi ta chồn phôi ở nhiệt độ thấp. Dải sáng đó chính là nơi có ứng suất tiếp lớn nhất. e. Thay đổi trạng thái dẻo 71
Thông th−ờng ở nhiệt độ d−ới nhiệt độ kết tinh lại <0,3T nc , hiệu suất nhiệt có thể làm tăng tính dẻo: - Khi nhiệt độ tăng, không có sự phân huỷ pha dòn; - Khi nhiệt độ cao, nếu hiệu suất nhiệt làm pha hợp chất ở phân giới hạt có tính dòn chuyển thành trạng thái dẻo, trong tr−ờng hợp đó, nhiệt độ tăng hợp chất ở phân giới hạt trở thành dẻo nên vật liệu chuyển sang trạng thái dẻo. Có tr−ờng hợp vật liệu chuyển sang trạng thái dòn : - Nếu do tác dụng của hiệu ứng nhiệt làm tiết ra pha dòn; - Do hiệu ứng nhiệt làm nóng chảy các hỗn hợp cùng tinh nhiệt độ thấp; - Do hiệu ứng nhiệt, có thể làm nóng chảy phân giới hạt khi gia công ở nhiệt độ cao; - Có tr−ờng hợp, khi gia công ở nhiệt độ cao (0.9Tnc ) do tác dụng của hiệu ứng nhiệt một phần tinh thể nền có thể bị nóng chảy, đồng thời có thể hình thành dạng tinh thể hình tròn , hạt tinh thể này cùng với tinh thể nền tạo nên hỗn hợp cùng tinh nhiệt độ nóng chảy thấp. Vì vậy gây ra hiện t−ợng dòn. 2.2.3. ứng dụng thực tế của hiệu ứng nhiệt Khi xây dựng quy trình công nghệ gia công áp lực, cần xét đến ảnh h−ởng của hiệu ứng nhiệt. Hiệu ứng nhiệt có thể sử dụng nh− một tác nhân tích cực, nh− rèn dập tốc độ cao, cán tốc độ cao, dập nguội tốc độ cao đối với các vật liệu khó biến dạng. Trong cán nóng tốc độ cao, cán nguội biến dạng lớn thép cacbon, thép hợp kim đen và màu, không cần ủ trung gian. Do biến dạng tốc độ cao, hiệu ứng nhiệt lớn, trong kim loại biến dạng sảy ra hiện t−ợng kết tinh lại, khử phần lớn biến cứng nguội, làm tăng tính dẻo của vật liệu, giảm trở lực biến dạng. Khi dập sâu ống đồng dày 0,15mm, dùng tốc độ biến dạng chậm không thể sử dụng 1 b−ớc dập; nh−ng khi dùng tốc độ biến dạng cao, có thể dùng 1 b−ớc nguyên công mà không gây nứt. 72