Моделирование физических процессов пластической деформации гетерофазных материалов с ГЦК матрицей, упрочненной некогерентными, когерентными и имеющими сверхструктуру L12 частицами тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 01.04.07, кандидат наук Кулаева Надежда Александровна

• Кулаева Надежда Александровна
• кандидат наук
• 2016

Оглавление диссертации кандидат наук Кулаева Надежда Александровна

Введение

1. Основные механизмы и закономерности пластической деформации гетерофазных сплавов, содержащих упрочняющие частицы

1.1. Дислокационные превращения и математические модели механизмов пластической деформации ГЦК материалов с некогерентными частицами

1.2. Экспериментальные и теоретические исследования процессов деформационного упрочнения жаропрочных сплавов, упрочненных частицами со сверхструктурой Ь12

2. Физическая модель пластической деформации монокристаллов дисперсно -упрочненных материалов с ГЦК-матрицей и частицами упрочняющих фаз

2.1. Физические механизмы генерации дислокаций и точечных дефектов в ГЦК материалах с различным типом частиц

2.2. Физические механизмы аннигиляции дислокаций и точечных дефектов в ГЦК материалах с различным типом частиц

2.3. Скорость сдвиговой деформации в гетерофазных материалах

3. Основные механизмы и закономерности пластической деформации ГЦК сплавов, упрочненных ансамблем когерентных и некогерентных частиц

3.1.Влияние масштабных характеристик когерентной фазы на процессы формирования дислокационной подсистемы и закономерности пластического сдвига при различных температурах деформации

3.2. Исследование деформационного поведения гетерофазных материалов, упрочненных некогерентными недеформируемыми частицами

3.2.1. Влияние масштабных характеристик упрочняющей недеформируемой фазы на процессы пластического сдвига и эволюцию деформационно-дефектной подсистемы

3.2.2. Температурная зависимость механических свойств дисперсно-упрочненных материалов с наномасштабными характеристиками некогерентной упрочняющей фазы

3.2.3. Теоретическое исследование изменения прочностных свойств материалов, содержащих нано- и микроразмерные некогерентные частицы, имеющие одинаковую объемную долю упрочняющей фазы

3.2.4. Скоростная зависимость пластических свойств гетерофазных

материалов с нано- и микрочастицами

3.3. Исследование деформационного поведения гетерофазных материалов,

упрочненных ансамблем когерентных и некогерентных частиц

3.3.1. Влияние доли некогерентных частиц на процессы формирования дислокационной подсистемы и закономерности пластического сдвига при различных температурах деформации

3.3.2. Теоретическое исследование формирования прочностных свойств, составляющих дислокационной подсистемы в материалах, упрочненных ансамблем когерентных и некогерентных частиц с микромасштабными характеристиками

3.3.3. Формирование прочностных свойств гетерофазных материалов, упрочненных ансамблем когерентных и некогерентных частиц, с одинаковой объемной долей упрочняющих фаз

3.3.4. Влияние скорости пластического сдвига на процессы деформационного упрочнения сплавов с различными масштабными характеристиками упрочняющей фазы

4. Физическая модель температурной зависимости механических свойств жаропрочных гетерофазных ГЦК сплавов, содержащих упорядоченные частицы с Ь12 сверхструктурой

4.1. Моделирование процессов пластического сдвига гетерофазных ГЦК сплавов, упрочненных частицами со сверхструктурой L12

4.2. Теоретические исследования пластического поведения материалов, упрочненных частицами со сверхструктурой L12

4.2.1. Исследование влияния масштабных характеристик упрочняющих частиц со сверхструктурой L12 на закономерности деформационного поведения гетерофазных материалов в процессе пластического сдвига

4.2.2. Влияние наноразмерных частиц со сверхструктурой L12 на формирование прочностных свойств гетерофазных сплавов, имеющих одинаковую объемную долю упрочняющей фазы

4.2.3. Влияние скорости деформации на закономерности протекания пластической деформации ГЦК-материалов, упрочненных

сверхструктурными частицами

4.2.4. Влияние энергий активации самоблокировки сверхдислокаций на температурную зависимость напряжения течения

4.3. Пластическая деформация гетерофазных жаропрочных сплавов, упрочненных ансамблем некогерентных частиц и когерентных упорядоченных частиц, имеющих сверхструктуру Ь12

4.4. Сравнение деформационного поведения материалов, упрочненных частицами различного типа - когерентными, некогерентными, частицами со

сверхструктурой Ь12

Основные результаты и выводы

Список литературы

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Моделирование физических процессов пластической деформации гетерофазных материалов с ГЦК матрицей, упрочненной некогерентными, когерентными и имеющими сверхструктуру L12 частицами»

ВВЕДЕНИЕ

Актуальность работы. Современное материаловедение требует использования материалов все более сложных фазовых и компонентных составов, надежно работающих в сложных температурных условиях, при активных деформациях и прочих воздействиях. Для решения таких задач могут эффективно использоваться дисперсно-упрочненные материалы, которые имеют высокую прочность и пластичность. Спектр свойств таких сплавов предоставляет возможность создавать принципиально новые материалы [1].

Одним из видов таких материалов являются дисперсно-упрочненные сплавы, в которых основным несущим элементом является металлическая матрица, упрочнённая распределенными в ней частицами. Эффективность упрочнения зависит от свойств частиц, их объемной доли, масштабных характеристик, а также от типа их распределения в матрице. Традиционно применяются дисперсные тугоплавкие частицы типа А120з, 8Ю2, ВК, SiC, которые имеют высокий модуль упругости. Необходимость исследования механизмов формирования высокой прочности дисперсно-упрочнённых материалов для управления их прочностными и пластическими свойствами [1 -7] сохраняет свою научную и практическую значимость. Более того, тенденция российской промышленности на взаимозаменяемость усиливает значимость такого рода исследований.

Одной из фундаментальных проблем физики прочности и пластичности также является исследование взаимовлияния деформационной дефектной структуры и макроскопического пластического поведения деформируемых материалов. При изучении этой проблемы математическое моделирование приобретает особо важное значение, поскольку многие элементарные процессы пластического сдвига происходят настолько быстро, либо в таких условиях, что становятся практически недоступными исследованию экспериментальными методами. Помимо этого, экспериментальные исследования зачастую не дают возможности проследить динамику процесса, выявить механизмы, преобладающие на разных стадиях структурообразования и деформации [8]. Построение математических моделей в традициях физической кинетики является наиболее эффективным и перспективным направлением в математическом моделировании процессов пластической деформации [4].

Пластическая деформация кристаллов, как правило, осуществляется посредством кристаллографического скольжения. Основой элементарных процессов пластической деформации является возникновение, размножение, аннигиляция и взаимная трансформация дефектов различного типа. Наиболее эффективным математическим

аппаратом для построения моделей кинетики пластической деформации являются уравнения баланса деформационных дефектов различного типа [9-18]. Одной из наиболее последовательно и детально проработанных моделей кинетики пластической деформации, основанной на уравнениях баланса деформационных дефектов различного типа, является математическая модель сдвиговых процессов пластической деформации кристаллических материалов, разработанная в Томском государственном архитектурно-строительного университете [11-18]. Начало этому направлению было положено ещё в конце 30-х годов XX века профессором М.А. Большаниной. Была предложена концепция упрочнения как атермического процесса накопления деформационных дефектов и отдыха в результате термоактивируемого залечивания деформационных повреждений [19-23]. На основе этой концепции была создана система математических моделей применительно к различным кристаллическим материалам и условиям деформирования: однофазным материалам, твёрдым растворам, упорядоченным сплавам со сверхструктурой Ь12 [145], гетерофазным материалам [24-28].

Так, в работах [14, 24-28] были проведены исследования пластического поведения ГЦК материалов с некогерентными частицами в процессе деформации. Эти исследования были проведены для материалов, упрочненных крупными (микроразмерными) некогерентными частицами. Не исследовалось влияние дисперсности и типа упрочняющих частиц, в частности, когерентных, когерентных упорядоченных, а также их совместного влияния на дефектную структуру и прочностные свойства сплавов в широком спектре пластических деформаций, температур и скоростей деформаций. В настоящей работе проведены подобные исследования для материалов с наноразмерными упрочняющими частицами, а также с частицами со сверхструктурой Ь12. Задача исследования влияния упорядоченных частиц со сверхструктурой Ь12 сохраняет свою научную значимость в связи с широким использованием жаропрочных сплавов в промышленности и технике.

Таким образом, целью диссертационной работы является исследование механизмов деформационного упрочнения и прочностных свойств дисперсно-упрочненных ГЦК материалов с нано- и микроразмерными некогерентными, когерентными частицами и частицами со сверхструктурой L12 при различных температурах и скоростях деформации в материалах на основе алюминиевой, медной и никелевой матриц с использованием методов математического моделирования.

Для реализации цели исследования были поставлены следующие задачи:

1. Провести последовательный анализ совокупности механизмов пластической деформации посредством кристаллографического скольжения монокристаллов дисперсно-упрочненных сплавов с ГЦК-матрицей.

2. Исследовать влияние когерентных, некогерентных частиц и упорядоченных частиц со сверхструктурой Ь12 на закономерности генерации, аннигиляции и релаксационной трансформации линейных и точечных деформационных дефектов, характерных для дисперсно-упрочненных сплавов.

3. Теоретическое изучение физических особенностей механизмов пластической деформации ГЦК-материалов, упрочненных некогерентными, когерентными частицами, а также упорядоченными частицами со сверхструктурой Ь12, построение общей модели формирования прочностных свойств дисперсно-упрочненных сплавов. Численная реализация модели, ее анализ и верификация. Анализ прогностических возможностей модели.

4. Выявление физических причин температурной аномалии напряжения течения в материалах, упрочнённых упорядоченными частицами со сверхструктурой Ь12.

5. Выявить посредством вычислительного эксперимента динамику изменения дислокационной дефектной структуры дисперсно-упрочненных материалов с когерентными, некогерентными частицами и частицами со сверхструктурой Ь12, в зависимости от масштабных характеристик упрочняющей фазы и провести сравнение с имеющимися экспериментальными данными.

6. Исследовать влияние температуры, скорости деформации, масштабных характеристик упрочняющей фазы на эволюцию деформационных дефектов и закономерности поведения гетерофазных материалов с упрочняющими частицами различного типа.

7. Исследовать деформационное поведение ГЦК-материалов с некогерентными упрочняющими частицами и частицами, упорядоченными по типу Ь12, при одинаковой объемной доле упрочняющей фазы, имеющей разные масштабные характеристики.

Научная новизна и практическая ценность

Создана математическая модель, описывающая физические процессы пластической деформации гетерофазных сплавов. В рамках модели исследованы прочностные свойства дисперсно-упрочнённых материалов с недеформируемой упрочняющей фазой, с когерентной второй фазой, с упрочняющей фазой, упорядоченной по типу L12. Впервые показано, что в процессе деформации часть упорядоченных упрочняющих частиц со сверхструктурой L12 становятся неперерезаемыми для скользящих

дислокаций. Впервые теоретически выявлена температурная аномалия механических свойств сплавов, содержащих упорядоченные частицы.

Исследовано влияние характеристик упрочняющих фаз, температуры и скорости деформации на кривые деформационного упрочнения и кинетику составляющих дефектной подсистемы в материалах, упрочненных когерентными, некогерентными частицами и частицами со сверхструктурой Ь12, имеющие нано- и микроразмерные масштабные характеристики.

Исследована роль различных механизмов и процессов пластической деформации в деформационном упрочнении гетерофазных материалов с ГЦК матрицей и частицами второй фазы (когерентными, некогерентными, а также их сочетанием в разных долях), а также проанализированы вклады дислокаций различного типа в среднюю плотность дислокаций при различных температурах, скоростях и степенях деформации.

Выявлены особенности прочностных свойств дисперсно-упрочненных материалов с одинаковой объемной долей, но различной степенью дисперсности упрочняющей фазы. Установлено, что упрочнение материала значительно выше, если вторая фаза является наноразмерной.

Теоретическая и практическая значимость диссертации определяется тем, что полученные в работе результаты вносят вклад в построение теории пластичности и прочности материалов. Полученные результаты можно использовать в разработке эффективных подходов для прогнозирования механических характеристик дисперсно-упрочненных материалов или для создания материалов с заданными физико-механическими свойствами. Физическое и математическое моделирование аномальных прочностных свойств в сплаве с упорядоченными частицами со сверхструктурой Ь12 даст возможность прогнозировать эти свойства в зависимости от масштабных характеристик упорядоченной фазы, температуры и скорости деформации.

На защиту выносятся:

1. Комплексное теоретическое исследование пластической деформации монокристаллов дисперсно-упрочненных материалов с ГЦК-матрицей и распределенными внутри неё когерентными, некогерентными и упорядоченными частицами со сверхструктурой Ь12.

2. Результаты исследования в рамках разработанной модели влияния масштабных характеристик упрочняющих фаз на формирование дефектной структуры и на прочностные свойства сплавов, содержащих дисперсные частицы различного типа.

3. Результаты исследования температурной аномалии прочностных свойств жаропрочных кристаллических материалов, содержащих упорядоченные упрочняющие частицы со сверхструктурой Ь12.

4. Закономерности влияния температуры и скорости деформации на деформационное поведение дисперсно-упрочненных кристаллических материалов с разным типом упрочняющих частиц: некогерентных, когерентных, и упорядоченных со сверхструктурой Ь12.

Публикации. Основные результаты диссертации опубликованы в 33 работах из них 13 в журналах, входящих в перечень ВАК РФ. В работе они представлены в списке литературы [128 - 160].

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, четырех глав и списка литературы. Объем диссертации составляет 191 страницу, включая 117 рисунков и 2 таблицы. Список литературы включает 160 наименований.

Содержание диссертации. Во введении определена цель работы, обоснована актуальность темы диссертации, научная новизна и практическая ценность, сформулированы основные положения, выносимые на защиту.

Первая глава диссертационной работы содержит обзор литературы, посвященной исследованию эволюции деформационной дефектной структуры материал ов, упрочненных недеформируемыми частицами, особенностям пластического поведения материалов в условиях пластической деформации и математическому моделированию процессов пластической деформации в гетерофазных материалах. Представлена информация о развитии теоретических представлений о процессах пластической деформации гетерофазных материалов, используемых при математическом моделировании механизмов и процессов пластической деформации дисперсно-упрочненных материалов, начиная с работ Орована и до современных моделей пластичности кристаллов. На основе анализа современного состояния теоретических исследований механизмов и процессов пластической деформации в дисперсно-упрочненных материалах сформулирована цель и поставлены задачи исследования.

Во второй главе приведено описание физических процессов и механизмов генерации дислокаций в ГЦК материалах с различным типом упрочняющих частиц, приведены и описаны механизмы аннигиляции дислокаций и точечных дефектов.

В третьей главе на основе результатов анализа существующих математических моделей деформационного структурообразования в процессе формирования зоны сдвига, а также релаксационных процессов в деформационной дефектной подсистеме

деформируемого дисперсно-упрочненного материала сформулирована математическая модель пластической деформации скольжения в гетерофазных материалах с недеформируемыми и деформируемыми частицами упрочняющей фазы в различных

т-ч и о

долях. В модели учитывается, что при достижении критической плотности дислокаций рс, величина которой определяется масштабными характеристиками упрочняющей фазы, начинается генерация дислокаций в дипольных конфигурациях.

Математическая модель включает уравнения баланса сдвигообразующих дислокаций, призматических дислокационных петель межузельного и вакансионного типа, дислокаций в дипольных конфигурациях вакансионного и межузельного типа, межузельных атомов, моно- и бивакансий, а также уравнение, определяющее скорость деформации и уравнение, описывающее внешнее воздействие на деформируемый материал. Приведены результаты исследования влияния масштабных характеристик упрочняющей фазы, внешнего воздействия и исходного состояния дефектной подсистемы на модельные зависимости деформационного упрочнения и эволюцию составляющих деформационной дефектной подсистемы. Проведено сравнение поведения кривых напряжения течения и деформационной дефектной структуры ГЦК материалов, упрочненных наноразмерными и крупными частицами.

В четвертой главе сформулирована математическая модель пластической деформации дисперсно-упрочненных ГЦК материалов с частицами со сверхструктурой Ь12. В главе приводится анализ эволюции дислокаций различного типа и их вклад в упрочнение в процессе пластической деформации ГЦК-материалов, содержащих как частицы со сверхструктурой Ь12, так и некогерентные частицы. Проанализирована температурная аномалия механических свойств материалов с нано- и микроразмерными упрочняющими частицами при деформации с различными скоростями.

В заключение работы приводятся основные результаты и выводы.

1. ОСНОВНЫЕ МЕХАНИЗМЫ И ЗАКОНОМЕРНОСТИ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ ГЕТЕРОФАЗНЫХ СПЛАВОВ, СОДЕРЖАЩИХ УПРОЧНЯЮЩИЕ ЧАСТИЦЫ

Обычно реальная прочность кристалла намного меньше теоретической, поскольку в структуре любого кристалла есть дефекты, которые понижают прочность кристалла. При приложении к кристаллу некоторой внешней силы, дефекты начнут распространяться по кристаллу. В процессе деформации число дислокаций возрастает. Чем больше дислокаций в кристалле, тем труднее им двигаться, и тем прочнее становится кристалл. Для управления прочностными свойствами материалов необходимо изучение и регулирование количеством и расположением дислокаций в кристаллических твердых телах в процессе деформации [29].

Теория дислокаций начала развиваться с 1934 года, с работ Дж. И. Тейлора [30], Э. Орована [31] и М. Поляни [32], в которых авторы обосновали атомный механизм скольжения в кристаллических материалах. С помощью теории дислокаций, совместно с экспериментальными исследованиями, было возможно выявление элементарных процессов пластической деформации для широкого спектра материалов.

В настоящее время задаче создания новых видов материалов с заранее заданными свойствами, которые зависят от характеристик наноразмерных упрочняющих частиц, отводится важное место. Такими материалами являются дисперсно-упрочненные материалы с частицами второй фазы, имеющей наноразмер.

Такие материалы применяются в автомобильной и горнорудной, металлургической промышленности, в строительстве, в авиационно-космической и другой технике. Диапазон применения этих материалов постоянно увеличивается. Дисперсно -упрочненные наноматериалы обладают высокими эксплуатационными свойствами: прочностью, твердостью, пластичностью. Применение таких материалов позволяет оптимизировать свойства изделий, повысить их надежность, улучшить прочностные свойства материалов. Создание дисперсно-упрочненных материалов с наноразмерной упрочняющей фазой, обладающих повышенными механическими свойствами, имеет существенное значение при создании изделий, работающих в высокотемпературных условиях [33 - 35]. Поэтому актуальной задачей материаловедения также является создание дисперсно-упрочненных высокопластичных материалов.

Сочетание различных типов частиц упрочняющей фазы приводит к изменению свойств материалов. Увеличение износостойкости изделий, улучшение пластических свойств материалов возможно за счёт искусственного упрочнения материалов частицами. Дисперсные частицы, внедренные в материал, препятствуют движению

дислокации. Данное обстоятельство оказывает прямое влияние на упрочнение. Принцип упрочнения дисперсными частицами используется для повышения механических свойств металлических материалов.

1.1. Дислокационные превращения и математические модели механизмов пластической деформации ГЦК материалов с некогерентными частицами

Механизмы и элементарные процессы пластической деформации гетерофазных материалов, упрочненных частицами недеформируемой фазы, изучены весьма подробно [14, 18, 24-28]. В работах, посвященных изучению пластической деформации дисперсионно твердеющих сплавов, большое внимание уделяется взаимодействию

Рис. 1.1. Механизм Орована: положение дислокации до преодоления (а) и после преодоления (б) частиц второй фазы [31].

При своем движении дислокации должны преодолевать частицы. Здесь возможно несколько вариантов развития событий: 1) в самих частицах происходит сдвиг или разрушение; 2) дислокации проходят между частицами, оставляя позади себя петли [36].

Большая часть исследований механизмов упрочнения металлов некогерентными частицами основывается на работах Орована, который предложил механизм преодоления частицы дислокацией (рис. 1.1, рис. 1.2): дислокации в плоскости скольжения обходят частицы, оставляя на каждой из них замкнутую петлю, которая охватывает частицу («кольца Орована»). Экспериментально кольца Орована наблюдались на различных материалах в электронно-микроскопических исследованиях [31, 36 - 39].

В работах Хирша [40], Эшби [41, 42], Хирша и Хэмпфри [43, 44] вопросу поперечного скольжения в двухфазных сплавах придается большое значение, и подробно анализируются все возможные варианты поперечного скольжения краевых и винтовых дислокаций возле частиц. Более того, в этих работах подчеркиваются два момента: во-первых, термически активируемое поперечное скольжение не может

движущихся дислокаций с частицами.

б

понизить предел текучести ниже значения, полученного по формуле Орована, во -вторых, поперечное скольжение ближайшей к частице остаточной петли значительно облегчается с подходом последующих дислокаций. Кроме того, в случае малых содержаний второй фазы и малых ее размеров должна резко уменьшиться вероятность встречи движущихся в плоскости скольжения дислокаций с частицами.

Рис. 1.2. Обход дислокацией частицы по механизму Орована (а), путем поперечного скольжения (б, в) и путем сочетания механизма Орована и последующего поперечного скольжения (г) [40].

В 1966 году Эшби предложил механизм обхода частиц: выдавливанием призматических петель и вторичным скольжением [41]. Предполагалось, что избыток материала вблизи частиц уносится от частицы межузельными призматическими петлями, недостаток - вакансионными призматическими петлями (рис. 1.3).

Рис. 1.3. Схема Эшби: скопления колец

Орована около частицы (а), выдавливание

призматических петель вблизи

недеформируемой частицы (б) [41].

Дислокационные петли в закаленном алюминии наблюдались в работах Л. Г. Орлова, П. Усикова, Л. М. Утевского (рис. 1.4, рис. 1.5) [45].

Рис. 1.4. Дислокационные петли в Рис. 1.5. Вакансионные петли в

закаленном алюминии [45] закаленном графите [45]

В работах Л.Е. Попова, Т.А. Ковалевской и И.В. Виноградовой [ 11, 15] был проведен подробный анализ последовательности превращений, испытываемых скользящими дислокациями при взаимодействии с частицами с учетом силовых и диффузионных процессов. Для наглядности последовательность дислокационных превращений приведена на схеме (рис. 1.6).

В процессе формирования зоны сдвига элементы деформационной дефектной структуры участвуют в релаксационных процессах, направленных на восстановление кристаллической решетки. Релаксационные процессы различных элементов деформационной дефектной структуры в дисперсно-упрочненных материалах подробно рассмотрены в работах [15, 16, 18, 24, 27]. Авторами работ сделан вывод о том, что процессы релаксации, в конечном счете, приводят к образованию новых источников [24]. Зона сдвига, однажды возникшая в кристалле, не остается изолированной, она порождает новые зоны сдвига. Авторы утверждают, что практически вся пластическая деформация сосредоточена в зонах сдвига. Видимым проявлением зон сдвига являются следы скольжения, которые наблюдались на поверхности кристаллического твердого тела в процессе деформации [46 - 50].

Зона сдвига является основным структурным элементом сдвиговых процессов. Многочисленные экспериментальные исследования кристаллических материалов доказывают, что основной вклад в наблюдаемую макроскопическую деформацию обеспечивают сдвиги, в которых участвуют десятки и сотни дислокаций [47-49].

@

Рис. 1.6. Схема дислокационных превращений в процессе формирования зоны сдвига [18].

Индексы

механизму

диффузионное

дислокаций в результате осаждения на них межузельных атомов (/), бивакансий (2и) и моновакансий (и).

соответствуют

переползание

релаксации:

Математические модели механизмов и процессов пластической деформации гетерофазных материалов

Пластическое поведение материалов в процессе деформации во многом определяется взаимодействием скользящих дислокаций с препятствиями различного рода и взаимодействием дислокаций друг с другом [40, 47].

Наиболее продуктивным методом исследования процесса пластической деформации является сочетание реального физического эксперимента с математическим моделированием. Экспериментальные методы структурных исследований позволяют воссоздать обычно лишь конечную структуру пластической деформации. Она не всегда соответствует динамическим структурам, реально осуществляющим процесс деформирования, из-за мощного влияния релаксационных процессов, протекающих как в ходе пластической деформации, так и после нее. Математическое моделирование в случае адекватной модели позволяет описать процесс пластической деформации в его развитии, в единстве с сопутствующими ему и реализующими его структурными превращениями. Успешность математической модели явления пластичности определяется степенью полноты учтенных элементарных механизмов и процессов их взаимодействий.

Теоретическое исследование пластической деформации гетерофазных материалов с твердыми, недеформируемыми частицами фактически началось с работ Орована в 1947-48 годах [38]. Автор предположил, что дислокации под действием приложенного внешнего воздействия обходят частицы, оставляя вокруг них кольца («кольца Орована») матрице. При этом за критерий преодоления частицы принимается такое значение приложенных напряжений, при котором достигается равенство радиуса кривизны

дислокационного сегмента половине расстояния между частицами. Максимальное напряжение, которое может быть приложено к сплаву до начала его течения, Орован предложил вычислять по формуле [38]:

х = хм +т0г, (1.1)

где тм - предел текучести материала матрицы в случае отсутствия упрочняющих частиц, х0г - дополнительное напряжение, необходимое для прогиба дислокации до радиуса Я и обхода частицы («напряжение Орована»)

^ = ^ • С'2)

где и&0,5 -О -Ь2 [49] - линейное натяжение дислокации, Ь - модуль вектора Бюргерса, О -модуль сдвига матрицы, Я & ЛР/2, где Лр - расстояние между центрами частиц. Таким образом, нижний предел текучести по Оровану:

О ■ Ь _

х = х м + — . (1.3)

р

Дальнейшее развитие теории пластической деформации гетерофазных материалов было сосредоточенно на взаимодействии дислокаций с частицами и анализе дислокационных конфигураций, которые возникают в результате взаимодействия дислокаций с частицами. Рассматривать взаимодействие процессов упрочнения и разупрочнения предлагали: Билби [51], Бейли [52] и Орован [38], Шмид [53] и Полани [32]. Однако упрочнение и отдых в этих работах не связывались с дефектами в кристаллах.

Келли и Николсон [54], модифицируя формулу Орована, учли более точные выражения для взаимодействия двух ветвей дислокации с противоположных сторон частицы. В 1953 году И. Фишер, Е. Харт и Р. Прай [55] провели анализ процессов, ответственных за высокую скорость деформационного упрочнения дисперсно-упрочненных материалов. Основная идея предложенной ими модели заключается в том, что накапливаемые вокруг частиц кольца Орована создают обратные поля напряжений, запирающие действующие источники. В работе проведена количественная оценка необходимого числа колец Орована вокруг частицы для обеспечения экспериментально наблюдаемой интенсивности деформационного упрочнения. Авторы предлагают действующее напряжение вычислять по формуле:

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Кулаева Надежда Александровна, 2016 год

- / - -

/ / ^. - / ✓ [ / / ' / / **' 3"""--- 2 ~...... Ч \ **» ч ч ч - 4

- ■ 1

й с

100 200 300 400 500 600 100 200 300 400 500 600 100 200 300 400 Т, К Т, К Т, К

500 600

Рис. 4.23. Зависимость напряжения течения от температуры деформации. Материал на основе алюминия, упрочнен когерентными частицами, имеющими сверхструктуру L12. Диаметр частиц, расстояние между частицами указаны на рисунке. Степень деформации: 1- 0,02, 2 - 0,05, 3

2 1

- 0,1, 4 - 0,3. Скорость деформации 10- с-.

Вклад дефектов различного типа в плотность дислокаций

Интересно проследить за вкладом различных типов дефектов в среднюю плотность дислокаций при вариации масштабных характеристик упрочняющей фазы в процессе деформации (рис. 4.24, 4.25).

Показано, что степень деформации оказывает существенное влияние на формирование дефектов различного типа. Так, при степени деформации а = 0,1 дислокации в ди-польных конфигурациях еще не формируются в исследуемых материалах, при этом определяющий вклад в среднюю плотность дислокаций различен для материалов с нано- и микрочастицами упрочняющей фазы. Основной вклад в среднюю плотность дислокаций для материалов с наноразмерными масштабными характеристиками упрочняющей фазы

вносят призматические петли (рис. 4.24 б). Для материалов с микроразмерными масштабными характеристиками упрочняющей фазы - сдвигообразующие дислокации и призматические петли (рис. 4.24 а), при этом вклад сдвигообразующих дислокаций и вклад призматических петель р^ = р1р + р^ примерно одинаков. Если частицы крупные,

то размер формирующихся призматических петель достаточно велик, и при осаждении точечных дефектов соответствующего типа размер петли ещё увеличивается в процессе деформации, и достигает таких размеров, что призматическая петля начинает двигаться согласно механизмам, свойственным сдвигообразующим дислокациям.

15Р I

12

? 9

Е 9

■п о

^ у

ср 6

0 40

30

20

10

б

200 400 600 800 1000 Т, К

200 400 600 800 1000 1200 Т, К

Рис. 4.24. Зависимость вклада различных типов дефектов от температуры деформации. Материал на основе никеля. Скорость деформации 10-3 с-1. Диаметр упрочняющих частиц, нм: а, в -100, б, г - 10; расстояние между частицами, нм: а, в - 1000, б, г - 100. Степень деформации: а, б - 0,1, в, г - 0,3.

При большей степени деформации а = 0,3 в материалах с крупными частицами (рис. 4.24 в) к ансамблю дислокационной структуры подключаются еще и дислокацион-

V

3

в

0

ные дипольные конфигурации, вклад которых существенно больше вклада призматических петель. При этом вклад сдвигообразующих дислокаций рт и вклад дислокаций в

_ 1 | V

дипольных конфигурациях ра ~ра +ра примерно одинаков. Основной вклад в среднюю плотность дислокаций для материалов с наноразмерными масштабными характеристиками упрочняющей фазы при степени деформации а = 0,3 вносят призматические петли (рис. 4.24 г).

Рассмотрим вклад различных типов дефектов в среднюю плотность дислокаций р (рис. 4.25) при различных степенях деформации.

В материалах, упрочненных наноразмерными частицами, при низких температурах деформации сдвигообразующие дислокации вносят определяющий вклад в общую плотность дислокаций (рис. 4.25). Призматические петли вакансионного и межузельного типов при низких температурах деформации вносят примерно одинаковый вклад в общую плотность дислокаций. С ростом температуры деформации их вклад в общую плотность дислокаций возрастает, и при высоких температурах деформации призматические петли вносят определяющий вклад в общую плотность дислокаций. Вклад сдви-гообразующих дислокаций в общую плотность дислокаций с ростом температуры деформации снижается. В материале с наноразмерной упрочняющей фазой (рис. 4.25) критическая плотность дислокаций не достигается и дислокационные диполи не формируются.

В материале с более крупными частицами, но такой же объемной долей упрочняющей фазы при низких температурах деформации определяющий вклад в общую плотность дислокаций вносят сдвигообразующие дислокации (рис. 4.25), так как велик вклад от перехода призматических петель в разряд сдвигообразующих дислокаций. Если частицы крупные, то размер формирующихся призматических петель достаточно велик, и при осаждении точечных дефектов соответствующего типа призматические петли начинают двигаться по механизмам, свойственным сдвигообразующим дислокациям. С ростом температуры деформации их вклад в общую плотность снижается.

Призматические петли вакансионного и межузельного типа вносят соизмеримый вклад в общую плотность дислокаций на протяжении всего процесса деформации и при всех температурах. Суммарная плотность призматических петель становится сравнимой

с плотностью сдвигообразующих дислокаций в интервале средних и высоких температур.

Лр=100 нм, 5 = 10 нм

Лр=1000 нм, 5 = 100 нм

1,0

0,8

0,6

0,4

0,2

0,0 1,0

0,8

0,6

0,4

0,2

0,0 1,0

0,8

0,6

0,4

0,2

0,0 1,0

0,8

0,6

0,4

0,2

0,0

-"-^га^гат ___ га1 га а а 93 К (\р ^

га1

—■—

га га 1 . р р . 1 .

(у 493 К : ^^ 493 К ур га

. га N. ______т- /^^СТ^ га

1

( га 1 1 р га юс1

1,1,1, -' га . га 1 . 1 . р1 1 Pv .

793 К гар 793 К V гат

га

ЧсГ т 1 V га р

V 1 га га 1 р р гаа гаа р

гаа1 га гар1

1,1,1, 1.1,1,

1093 К Л га Чр 1093 К \.га га

га 1 т \ р т

ХГ

/ V 1 к. га га

Г V 1 : га га ■ гага р р а а рр

1 гага а а

1.1.1. 1.1,1,

0,0

0,2

0,4

0,0

0,2

0,4

0,6

а а

Рис. 4.25. Вклад плотности различных типов дислокаций в общую плотность (юр - вклад приз/ V

матических петель, Шр - вклад призматических петель межузельного типа, Шр - вклад призматических петель вакансионного типа, - вклад дислокаций в дипольных конфигурациях межузельного типа, юа - вклад дислокаций в дипольных конфигурациях, ют - вклад матричных дислокаций, в общую плотность. Материал на основе никеля. Скорость деформации 10-3 с-1. Диаметр упрочняющих частиц, расстояние между частицами, температура деформации - указаны на рисунке.

Дислокационные диполи в данном материале наблюдаются при температурах деформации 93 К - 493 К (рис. 4.25). Их вклад в общую плотность дислокаций (в данном интервале температур) существенно выше вклада призматических петель.

Выявлено, что в материалах с нанодисперсной упрочняющей фазой при всех степенях и температурах деформации в ансамбль дислокационной подсистемы входят сдвигообразующие дислокации и призматические петли. Причем призматические петли рр вносят определяющий вклад в общую плотность дислокаций р.

В материалах с микродисперсной упрочняющей фазой в ансамбль дислокационной подсистемы добавляются еще и дислокационные дипольные структуры. Так как для формирования дислокаций в дипольных конфигурациях необходимо, чтобы, с одной стороны, в частицах произошло образование дислокационных барьеров, с другой стороны должна быть достигнута критическая плотность дислокаций, то формирование дислокационных диполей происходит при разных степенях деформации и зависит от температуры деформации. Так дислокационные диполи наблюдаются, в данном материале, при низких и средних температурах. Включение дислокационных диполей в ансамбль дислокационной системы приводит к многократной смене вкладов различных типов дефектов в среднюю плотность дислокаций при небольших деформациях, а<20%. При бо'льших деформациях вклад дислокационных диполей в среднюю плотность дислокаций превышает вклад призматических петель примерно в 2 раза. Повышение температуры усиливает аннигиляционные процессы, понижает скорость накопления дислокаций, это приводит к тому, что критическая плотность дислокаций не достигается и, соответственно, дипольные структуры отсутствуют. При деформациях больше 20 % или высоких температурах деформации основной вклад в среднюю плотность дислокаций вносят матричные дислокации.

4.2.3. Влияние скорости деформации на закономерности протекания пластической деформации ГЦК-материалов, упрочненных сверхструктурными частицами

Изменение скорости деформации от 10-2 с-1 до 10-4 с-1 (рис. 4.26) при низких (93К -193К) и средних (203К - 393К) температурах существенно влияет на деформационное упрочнение. Так при уменьшении скорости деформации напряжение течения в исследуемом материале снижается. Это вызвано существенным снижением плотности дислокаций, за счет того, что успевают в большей мере осуществиться аннигиляционные и релаксационные процессы. Часть дислокационных призматических петель аннигилирует за счет осаждения на них деформационных точечных дефектов, часть разрастается до размеров, когда дислокации в призматических петлях способны аннигилировать по механизмам, свойственным сдвигообразующим дислокациям. Дислокационные диполи

образуются лишь при низких температурах деформации, и при данных температурах также частично аннигилируют, частично переходят в разряд сдвигообразующих дислокаций. Это приводит к росту плотности сдвигообразующих дислокаций при низких температурах, что можно наблюдать на рис. 4.27, 4.28. На формирование дислокационных диполей существенное влияние оказывает и скорость деформации. Так с уменьшением скорости деформации плотность дислокационных диполей снижается. И при низкой скорости деформации 10-4 с-1 дислокационные диполи не образуются.

90 80 70

¿360

^ 50 р

40 30 20

100 200 300 400 500 100 200 300 400 500 100 200 300 400 500 600

Т, К Т, К Т, К

Рис. 4.26. Зависимость напряжения течения от температуры деформации. Материал на основе алюминия. Диаметр упрочняющих частиц 50 нм, расстояние между ними 400 нм. Степень деформации: 1 - предел текучести, 2 - 0,02, 3 - 0,05, 4 - 0,07, 5 - 0,1, 6 - 0,2, 7 - 0,5.

При высоких температурах деформации (выше 493К) по-прежнему наблюдается снижение напряжения течения, плотности сдвигообразующих дислокаций, дислокационных призматических петель в условиях более низкой скорости деформации (рис. 4.27 в, 4.28) по сравнению с высокой (рис. 4.26 а, 4.27) но менее существенное. При этих температурах деформации снижение плотности сдвигообразующих дислокаций вследствие аннигиляции, превышающей рост плотности сдвигообразующих дислокаций за счет их размножения и релаксационного роста дислокационных призматических петель вакансионного и межузельного типов и дислокационных диполей при уменьшении скорости деформации. При высоких температурах деформации (выше 393 К) уменьшение скорости деформации ведет к незначительному снижению напряжения течения (рис. 4.26).

скорость деформации 10 с скорость деформации 10 с скорость деформации 10 с

Л7 а /V б в

6 \ - — % \ / N \ / ЧХ : / ^ .' з...... 1 ... ' N<74 .....**.. 6/Л ■ ' 5 . / __________- ' • ---- ■ . о 2 ...... . .................1......... ........ 6Г\ ' 5 ^-- ' ...... . ................ ...................... 1

При всех скоростях деформации основной вклад в общую плотность дислокаций вносят сдвигообразующие дислокации, тем самым оказывая определяющее влияние на качественное и количественное поведение кривых общей плотности дислокаций (рис. 4.27, 4.28).

Концентрация точечных дефектов (концентрация межузельных атомов, бивакансий и вакансий) в исследуемом материале невелика и с уменьшением скорости деформации снижается. Так как при уменьшении скорости деформации все в большей мере успевают осуществиться аннигиляционные процессы.

> а

а

, 60 ' §

т л г\

Ъ 40 а20

0 6

' §

2 4 о

2 0 6 4 2 0 6 4 2

а

а

> -а

а

0

193,203

б

393,493

393,493

193

93,143,393-593

80 ' 3 60 2 40 ^ 20 0 10-8 -10

.-10"

10

12

10 10"

14

10

10"

10"

-6

10-6

10-9

-12

0,0

0,2 0,4 а

0,6

10

593 243

393,493

293 503 \ 143

143-20

143-20

393

X

493

593

0,0

0,2 0,4 а

0,6

Рис. 4.27. Зависимость различных составляющих деформационной дефектной системы от степени деформации. Материал на основе алюминия, упрочненный сверхструктурными когерентными частицами. Диаметр частиц 50 нм, расстояние между ними 400 нм. Скорость деформации 10-2 с-1.Числа у кривых - температура деформации в Кельвинах.

3

При низкой скорости деформации аннигиляционные процессы успевают осуществиться в полной мере, в силу чего плотности различных составляющих деформационной дефектной подсистемы ниже, чем при деформациях с большей скоростью.

Скорость деформации оказывает значительное влияние на составляющие дислокационной системы. При деформации с низкой скоростью в большей степени успевают осуществиться аннигиляционные процессы. В результате чего критическая плотность дислокаций не достигается, и дислокации в дипольных конфигурациях не формируются.

сч 60

' §

"о 40

"а а 20

0

сч 6

' §

"о 4

> "а а 2

0

6

' §

"о 4

"а а 2

0

сч

' § 6

"о

4

г* а

2

0

а

203 243ч 593

293-493

б

203 243 593

293,393 93

в

593

243,493

93

г

93-593

80

(Ч

' з 60 2 40 ^ 20 0

10

10

10

-10

12

14

11

0,0

0,2 0,4 а

0,6

1010/ 1010 1010-с 1010 10

11

14

д

203 243 \ 143 593 \19

203 293-393

"II/® Ж

0,0

393

а

0,4

593 0,6

Рис. 4.28. Зависимость составляющих дефектной системы от степени деформации. Материал на основе алюминия, упрочненный сверхструктурными когерентными частицами. Диаметр частиц 50 нм, расстояние между ними 400 нм. Скорость деформации 10-4 с-1. Числа у кривых - температура деформации в Кельвинах.

На рис. 4.29 показана температурная зависимость напряжения течения при разных степенях деформации при скоростях деформации 10-2 с-1, 10-3 с-1 и 10-4 с-1. При самых низких степенях деформации (а = 0,1) изменение скорости деформации существенно

влияет на деформационное поведение материала только при средних температурах деформирования (193К - 493К). Напряжение течения снижается при уменьшении скорости деформации (рис. 4.29 а), так как аннигиляционные процессы с участием термодинамически равновесных точечных дефектов успевают осуществиться более полно за время деформации. При более высоких степенях деформации (а = 0, 3, а = 0,5) данный температурный интервал увеличивается до температур 143К - 493К. В данных температурных интервалах наблюдаются области повышения и понижения деформационного упрочнения при всех скоростях деформации. Это определяется тем, какой процесс при данной температуре преобладает: уменьшение плотности дислокаций за счет аннигиля-ционных процессов или релаксационный рост плотности дислокаций.

а = 0,1

а = 0,3

а = 0,5

а = 0,6

400 350 300

250

• 200 150 100 50

- -Л Лр = 50 нм

- к ■

- А \\ _1

Ч: / - ....... Ч ...... ч ...... ......

200 400 Т, К

600 200™ ^400 600 200 400 600 200 400 600 Т, К Т, К Т, К

Рис. 4.29. Скорость деформации, с- 1 - 10-4, 2 - 10-3, 3 - 10-2. Материал на основе алюминия,

упрочнен когерентными частицами имеющими сверхструктуру L12. Диаметр частиц 10 нм.

Степень деформации указана на рисунке. Расстояние между частицами 50 нм.

При этом температурная аномалия механических свойств более выражена при деформации материала с большими скоростями (рис. 4.29). Это особенно заметно на температурной зависимости напряжения течения при больших степенях деформации.

Следует отметить, что при низких (ниже 193К - для низкой степени деформации, 0,1 и ниже 143К - для степеней деформации 0, 3 и 0,5) температурах деформации напряжение течения возрастает с ростом температуры деформации, скорость оказывает незначительное влияние на кривые деформационного упрочнения при низких температурах деформации. При температурах деформации выше 493К напряжение течения снижается с ростом температуры, скорость оказывает незначительное влияние на деформационное упрочнение при данных температурах деформации. Это обусловлено большой подвижностью всех видов точечных дефектов при высоких температурах. Даже при большой скорости деформации аннигиляционные процессы в материале успева-

ют осуществиться в полной мере, уменьшение скорости не ведёт к значительному усилению аннигиляционных процессов.

В интервале температур 200 - 500 К (для материала на основе алюминия) при увеличении скорости деформации напряжение течения в материале, упрочненном частицами, имеющими сверхструктуру Ь12, увеличивается при всех представленных степенях деформации (рис. 4.29). Аномальное изменение механических свойств в материале наблюдается при всех представленных скоростях и степенях деформации.

Следует отметить, что температура деформации оказывает сложное и неоднозначное влияние на деформационное поведение материала (рис. 4.30). Так при температуре 93 К напряжение течения возрастает в процессе деформации, а скорость деформации оказывает незначительное влияние на качественное и количественное поведение кривых течения (рис. 4.30, а). При температуре деформации 193 К напряжения течения достигает более высоких значений (рис. 4.30, б) по сравнению с температурой деформирования 93 К. При данной температуре и деформациях выше 0,3 скорость деформации значительно влияет на качественное и количественное поведение кривых течения. Так, при

2 1 3 1

деформации со скоростью, 10- с- , 10- с- кривые течения имеют излом (рис. 4.30, б, кривые 1, 2), обусловленный достижением в материале критической плотности дислокаций, что влечёт за собой формирование дипольных дислокационных конфигураций (рис. 4.27, г). При более медленной скорости деформации, 10-4 с-1, критическая плотность дислокаций не достигается, здесь кривая течения гладкая (рис. 4.30 б, кривая 3), излома не имеет, при небольших деформациях резко возрастает, а при деформациях

выше 0,4 достигает стационарных значений. Напряжение течения выше в материале,

2 1

деформируемом при более высокой скорости (10- с- ), за счет того, что достигается наибольшая плотность дислокаций в материале (рис. 4.27, д).

При температуре деформации 293 К и выше количественные значения напряжения течения снижаются по сравнению с температурой 193 К (рис. 4.30 в, г). Скорость деформации оказывает количественное влияние на кривые течения уже при небольших деформациях (выше 10%). Качественное поведение кривых аналогичное при температурах деформации 293 К и выше. При высокой температуре деформации 593 К напряжение течения принимает самые низкие значения в процессе деформации, а скорость деформации оказывает незначительное влияние на качественное и количественное поведение кривых течения (рис. 4.30 г).

а а а а

Рис. 4.30. Зависимость напряжения течения от степени деформации. Материал на основе алюминия, упрочненный сверхструктурными когерентными частицами. Диаметр частиц 50 нм, расстояние между ними 400 нм. Скорость деформации, с- 1 - 10, 2 - 10-3, 3 - 10-4. Температура деформации, К: а - 93, б - 193, в - 293, г - 593.

Качественное поведение кривых температурной зависимости напряжения течения для материалов с разной объемной долей упрочняющей фазы аналогичное (рис. 4.31). При низких (ниже 193 К) и высоких (выше 493 К) температурах деформации скоростная зависимость напряжения течения менее выражена, чем при средних температурах деформации для всех представленных материалов.

Т, К

Рис. 4.31. Температурная зависимость напряжения течения. Алюминиевая матрица, упрочненная сверхструктурными когерентными частицами диаметром 50 нм и расстоянием между ними, нм: 400 - 1, 2, 3; 1000 - 4, 5, 6. Степень деформации 0,3. Скорость деформации: 10-2 с-1 - 1, 4 (точками), 10-3 с-1 - 2, 5 (пунктир), 10-4 с-1 - 3, 6 (сплошная линия).

При увеличении скорости деформации напряжение течения в исследуемых материалах возрастает. Напряжение течения выше в материале, содержащем большую объ-

емную долю упрочняющей фазы (рис. 4.31 кривые 1, 2, 3) при всех температурах деформации.

При небольших деформациях скоростная зависимость кривых течения выражена менее явно, чем при средних и больших деформациях. Скоростная чувствительность обусловлена, прежде всего, тем, что с ростом температуры интенсивность аннигиляци-онных процессов существенно повышается благодаря увеличивающейся подвижности бивакансий и вакансий, что особенно заметно при малой скорости деформации, так как аннигиляционные процессы успевают осуществиться в полной мере. Сложность поведения кривых течения, плотностей составляющих дислокационной подсистемы объясняется сочетанием процессов накопления сдвигообразующих дислокаций и дислокаций на частицах, изначально когерентных, но ставших неперерезаемыми вследствие образования в них дислокационных барьеров, процессов аннигиляции за счёт точечных дефектов и процессов релаксационной трансформации дефектов различного типа в процессе деформации. В силу чего наблюдается неоднозначное влияние температуры на кривые течения и эволюцию элементов дислокационной подсистемы в процессе деформации (рис. 4.26 - 4.31).

Такая температурная аномалия поведения кривых напряжения течения в сплавах, упрочненных сверхструктурными когерентными частицами, определяется междислокационным взаимодействием сверхдислокаций различного типа. Особенности строения, перераспределение и взаимодействие сверхдислокаций друг с другом при разных температурах испытания приводят к особенностям поведения материалов при деформации. Сопротивление деформированию при разных температурах испытания определяется формированием термоактивированных барьеров. Относительный вклад барьеров в температурное упрочнение варьируется с ростом температуры испытания.

Сравним напряжение течения материалов с разной ГЦК-матрицей (алюминий, медь, никель), содержащей упрочняющие частицы со сверхструктурой Ь12 (рис. 4.32, 4.33).

Качественные закономерности поведения кривых, описывающих температурную зависимость напряжения течения (рис. 4.32, 4.33) в материалах, упрочненных когерентными частицами, имеющими сверхструктуру Ь12, при разных сочетаниях масштабных характеристик упрочняющей фазы и с разной ГЦК матрицей (никелевой, медной или алюминиевой), аналогичны.

С 200

100 0

300

С 200

100

0,2

0 4 0,6 Т/Т пл

0,0

0,2 0,4

Т/Т пл

0,6

Рис. 4.32. Зависимость напряжения течения от гомологической температуры для разных мате-

риалов. Скорость деформации: а, б - 10-2 с-1, в, г - 10-4 с-1. Расстояние между частицами, нм: а, в - 400; б, г - 1000, диаметр частиц 50 нм. Степень деформации - 0,3.

90

4 -1

80 70

ев

I 60

50 40 30

20

/■ А1 - : 3 250 -

. / ■ 200 -

■ . ев С ^ 150 -

>

1 \ • ...... :: У !. 100 -

/ Ч " / 50 -

0 0,2 0,4 0,6 0,: Т/Тпл

500 400

ев

С

^ 300 200 100

0,0 0,2 0,4 0,6 0, Т/Тпл

Рис. 4.33. Зависимость напряжения течения от гомологической температуры. Скорость дефор-

0,0 0,2 0,4 0,6 0, Т/Тпл

мации 10-2 с-1. Расстояние между частицами 400 нм, диаметр частиц 50 нм. Степень деформации 1 - 0,1; 2 - 0,3; 3 - 0,5.

Напряжение течения при данной температуре и соответствующей деформации для материалов с более высоким модулем сдвига матрицы выше, чем с низким.

б

а

в

г

Сравнение экспериментальных и модельных кривых температурной зависимости предела текучести, напряжения течения дисперсно-упрочненных материалов с упрочняющими частицами, имеющими сверхструктуру Ь12

Проследим за изменением предела текучести материалов при увеличении объемной доли упрочняющей фазы. Предел текучести в дисперсно-упрочненном сплаве увеличивается при увеличении температуры деформации. Аномальная температурная зави-

симость предела текучести наблюдается для всех исследуемых материалов. Причем степень аномалии тем большая, чем выше объемная доля частиц упрочняющей фазы.

Эти результаты согласуются с экспериментальными данными для монокристалла сплава системы №-Л1. Проведено сравнение результатов модельных расчетов предела текучести материала на основе никеля, упрочненного частицами со сверхструктурой Ь12, с различной объемной долей упрочняющей фазы (рис. 4.34) с экспериментальными кривыми [125].

Для сравнения с экспериментом исследовался материал на основе никеля, упрочненный частицами со сверхструктурой Ь12, диаметр частиц, нм: 1' - 20, 2' - 60, расстояние между частицами 100 нм. Объемные доли упрочняющей фазы соответствуют экспериментальным [125].

Наблюдается аномальная температурная зависимость т0(Т) - т0 не снижается с ростом температуры деформации, а растет, причем степень аномалии тем большая, чем выше объемная доля частиц упрочняющей фазы. Такое поведение кривых предела текучести наблюдалось и экспериментально (рис. 4.34 а, [125]).

Т, К Т, К

Рис. 4.34. Температурная зависимость предела текучести сплавов Ы1-Л1 с различной объемной долей у' фазы: 1, 1' - 20%, 2, 2' - 60% (а - экспериментальные кривые [125], б - модельные кривые).

Рисунок 4.34 иллюстрирует удовлетворительное качественное и количественное согласие модельных и экспериментальных кривых, что подтверждает адекватность модели.

Проведено сравнение результатов компьютерного моделирования пластического поведения гетерофазных материалов на основе никеля, упрочненных частицами со

сверхструктурой Ь12, при вариации объемной доли упрочняющей фазы (рис. 4.35), с экспериментальными данными [125].

В материалах, упрочненных наноразмерными частицами со сверхструктурой Ь12, аномальное поведение кривых течения наблюдается до высоких температур и степеней деформации. Эти данные согласуются с экспериментальными данными [125]. Качественное поведение экспериментальных и рассчитанных кривых хорошо согласуется при температурах деформации 273 К и 973К (рис. 4.35 кривые 2, 3). При температуре деформации 873 К наблюдается удовлетворительное согласие с экспериментом (рис. 4.35 кривая 4). Некоторое расхождение с экспериментом связано с отсутствием учета реального разброса частиц по размерам и их реального распределения в сплаве.

Масштабные характеристики, объемная доля упрочняющей фазы соответствуют экспериментальным данным.

Рис. 4.35. Кривые деформационного упрочнения монокристаллов сплавов на основе никеля, упрочненных когерентными частицами со сверхструктурой Ь12. Диаметр частиц 5 = 20 нм, расстояние между частицами: 1, 2, 3 - 38 нм, 4 - 55 нм. Скорость деформации 10-3 с-1. Температура деформации, К: 1 - 93, 2 - 273, 3 - 973, 4 - 873. Точки на рисунке соответствуют экспериментальным данным [125] при соответствующих температурах: 273К - ▲, 873К - □, 973К - ■.

4.2.4. Влияние энергий активации самоблокировки сверхдислокаций на температурную зависимость напряжения течения

Рассмотрим влияние изменения энергий образования барьеров Кира-Вильсдорф и диффузионных барьеров на напряжение течения ГЦК материалов при разных степенях деформации (рис. 4.36 - 4.38).

Особенности строения, перераспределение и взаимодействие сверхдислокаций друг с другом при разных температурах испытания приводят к особенностям поведения материалов при деформации.

Сопротивление деформированию является многофакторной проблемой. Сопротивление деформированию при разных температурах испытания определяется формированием термоактивированных барьеров различной прочности.

В результате анализа вероятности образования барьеров Кира-Вильсдорф показано, что чем меньше энергия активации, тем выше вероятность образования барьеров. Кроме того на образование барьеров оказывает влияние и температура деформации. Чем выше температура, тем больше вероятность образования барьеров. Однако эта закономерность носит не линейный характер (рис. 4.36).

Рис. 4.36. Вероятность образования барьеров Кира-Вильсдорф, в зависимости от температуры и вариации энергий активации: 1 - 0,001 эВ, 2 - 0,002 эВ, 3 - 0,005 эВ, 4 - 0,01 эВ, 5 -0,02 эВ, 6 - 0,03 эВ, 7 - 0,05 эВ, 8 - 0,1 эВ.

При самых малых значениях энергии активации барьеров температурная аномалия кривых напряжения течения существенным образом определяется масштабными характеристиками упрочняющей фазы. В материалах, упрочненных наноразмерными частицами со сверхструктурой Ь12, температурная аномалия прочностных свойств не наблюдается, так как барьеры в частицах успевают образоваться уже при низких температурах деформации (рис. 4.37 б кривые 1 и 2). При небольших энергиях активации барьеров в материале с более крупными частицами температурная аномалия механических свойств незначительная (рис. 4.37 а).

120

й С

, 80-

40-

100 200 300 400 Т, К

500

100

200

300 400 Т, К

500

600

Рис. 4.37. Температурная зависимость напряжения течения. Материал - алюминий. Скорость деформации 10-3 с-1. Диаметр упрочняющих частиц, нм: а - 100, б - 10; расстояние между частицами, нм: а - 1000, б - 100. Степень деформации - 0,1. Энергия, эВ: 1 - Uкir = 0,001, Udif = 0,07, 2 - иПг = 0,01, Udгf = 0,7, 3 - Щг = 0,05, Udгf = 3,5.

При увеличении энергии активации барьеров температурная аномалия наблюдается во всех представленных материалах, а пик температурной аномалии смещается в область высоких температур. Наибольшее деформационное упрочнение, а также большая температурная аномалия механических свойств наблюдается в материалах с наноразмерными масштабными характеристиками упрочняющих частиц со сверхструктурой L12.

Вид кривых температурной зависимости напряжения течения значительным образом зависит от степени деформации. При увеличении энергии образования барьеров диффузионного типа напряжение течения в материалах снижается при всех степенях деформации (рис. 4.38).

а=0,1

а С

700 600 500 400 300 200 100

а=0,03

а=0,3

а б .-*" 1 в Л

/ 2 _ 1 _ /А ! \ - : V. - .......

300

600 Т, К

900

300

600 Т, К

900

300

600 Т, К

900 1200

Рис. 4.38. Зависимость напряжения течения от температуры деформации. Материал на основе никеля, упрочненный сверхструктурными когерентными частицами. Диаметр частиц 10 нм,

-3 -1

расстояние между ними 100 нм. Скорость деформации 10- с- . Степень деформации: а - 0,03, б

- 0,1, в - 0,3. Учтены механизмы формирования барьеров: диффузионных, Кира-Вильсдорф: 1

- = 0,01эВ, и^ = 0,07эВ, 2 - Щг = 0,01эВ, и^ = 0,7эВ.

а

0

Анализ влияния энергий активации барьеров различного типа показал, что чем меньше энергия активации, тем больше напряжение течения материалов. Качественное поведение кривых зависит как от величины энергии активации, так и от степени деформации.

4.3. Пластическая деформация гетерофазных жаропрочных сплавов, упрочненных ансамблем некогерентных частиц и когерентных упорядоченных частиц, имеющих сверхструктуру L12

Если в материале, помимо упорядоченных частиц, изначально присутствуют некогерентные недеформируемые частицы, то наблюдается значительное увеличение деформационного упрочнения по сравнению с материалом, в котором присутствуют только когерентные частицы с L12 сверхструктурой. Причем, чем больше доля некогерентных частиц, тем выше напряжение течения (рис. 4.39) и плотность дислокаций различного типа (рис. 4.40) при разных температурах деформации. Присутствие в материале частиц со сверхструктурой L12 усиливает коэффициент термического упрочнения. В сплавах Ni3Al экспериментально наблюдалась такая же зависимость [109].

Если в материале изначально присутствуют некогерентные частицы (рис. 4.41, 4.42), доля которых ц, то наблюдается возрастание величины напряжения течения т с увеличением в материале доли ц некогерентных частиц. Вместе с тем происходит подавление температурной аномалии механических свойств материала. Это обусловлено уменьшением доли когерентных перерезаемых частиц, в которых происходит самоблокировка дислокаций.

300

С 200

н

100

0

0,0 0,2 0,4 0,0 0,2 0,4 0,0 0,2 0,4 0,0 0,2 0,4 0,5 а а а а

Рис. 4.39. Зависимость напряжения течения от степени деформации. Материал на основе алюминия, упрочнен ансамблем сверхструктурных Ь12 когерентных и некогерентных частиц. Доля некогерентных частиц в материале: а - 0 %, б - 25 %, в - 50 %, г - 100 %. Диаметр частиц 20 нм, расстояние между частицами 400 нм. Цифры на рисунках - температура в Кельвинах. Скорость деформации 10-2 с-1

Основной вклад в плотность дислокаций вносят сдвигообразующие дислокации при всех температурах деформации и для всех представленных материалов, упрочненных только когерентными частицами со сверхструктурой Ь12 (рис. 4.40).

Кривые плотности сдвигообразующих дислокаций, плотность призматических петель вакансионного типа и общая плотность дислокаций ведут себя аномально при низких температурах деформации (ниже комнатной). Так, при повышении температуры до 193К плотности сдвигообразующих дислокаций, призматических петель вакансионного типа и общая плотность дислокаций повышаются и при деформациях выше 25% принимают при этой температуре наибольшие значения.

Дислокационные диполи образуются лишь в материалах с расстоянием между частицами больше 400 нм, их плотность значительно ниже плотности матричных дислокаций (рис. 4.40).

6=10 нм, Лр=200нм 6=20 нм, Лр=400нм 6=50 нм, Лр=1000нм

40

сч

■ 2 30

ъ 20

"е а 10

0

(М 5

■ 2 4

го "о 3

2