книги / Физическая природа пластической деформации
..pdfЭкспериментальное подтверждение теоретической модели сви детельствовало бы также о дислокационной природе образования двойника, поскольку до настоящего времени двойникующие дисло кации в металлах не удалось наблюдать. При рассмотрении вопроса о равновесной форме тонкого клиновидного двойника была уста новлена следующая связь между равновесной плотностью двойникующих дислокаций в двойнике и его формой (следуя авторам [8,9], обозначим плотность дислокаций вдоль длины двойника, сов падающей с направлением х, через р (*)):
1) если конец двойника свободен и при росте в глубь кристалла
отсутствуют стопоры, препятствующие |
его перемещению, то при |
х = L (L — длина двойника) р (х) = 0, |
т. е. двойник имеет нуле |
вой угол раствора; |
|
2) если прорастающий в глубь кристалла двойник останавлива ется у жесткого стопора, то при л* = Lp (х) = со и угол раствора двойника равен 180°; в этом случае профиль кончика двойника
может быть |
описан функцией |
|
|
|
|
|
|
__ i_ |
|
|
p (x )^ (L |
— х) |
2 |
(1) |
Толщина двойника в некоторой точке х, согласно [22], связана |
||||
с параметром решетки в направлении, перпендикулярном |
пло |
|||
скости двойникования dy и линейной |
плотностью двойникующих |
|||
дислокаций, |
так: |
|
|
|
|
L |
|
|
|
|
h(x) = d j |
p{x)dx. |
(2) |
|
|
.V |
|
|
|
Это позволяет путем экспериментального изучения геометрии двойника получить сведения о распределении двойникующих дис локаций вдоль двойника и, таким образом, делает возможным экс периментальную проверку теоретических результатов. Опыты про водились на монокристаллических образцах висмута при комнатной температуре на установке, показанной на рис. 1. Схема дефор мирования была несколько видоизменена — образец свободно уста навливался на деформационной машине, а не зажимался консольно, как в случае [13]. Необходимость наблюдения через дьюар также устранялась, поскольку опыты проводились при комнатной температуре.
Экспериментальное изучение геометрии двойниковых прослоек, прорастающих в глубь кристалла, позволяет сделать ряд выводов о равновесной форме двойника.
тяжения. Эти параметры входят в выражение силы неупругого происхождения, которая связана с функцией распределения р(х) интегральным уравнением [8]. Для случая двойника, застопорен ного препятствием, профиль двойника может быть описан функцией
(1). С другой стороны, по измерениям толщины двойника h (,v), учитывая, что согласно (2)
р,СЫ ‘
р м = _ 1 |
AhA l |
(3 ) |
d ' |
dx |
профиль определяется зна чением функции р (х) в каждой точке вдоль двой ника при соблюдении усло вий, для которых справед ливы выражения (2), (3)
(-■£-----10~3). На рис. 12 |
-та “ а1— |
о |
у |
- 4 -
-1
-У_
;
представлена |
зависимость |
; |
3 L}MH |
равновесной |
плотности |
|
|
двоиникующих дислокации |
Рис. 12. Экспериментальная кривая |
распре |
|
вдоль двойника, которая |
деления двойникующих дислокаций в «устье» |
||
была получена нами экспе |
двойника застопоренного препятствием |
(стрел |
|
риментально. |
|
ка указывает положение стопора). |
|
|
|
|
Из рис. 12 видно (точки на графике — экспериментальные зна чения плотности дислокаций), что р (х) резко возрастает по мере приближения х к L и при х = L р (L) оо, что хорошо согласу ется с теоретическим описанием свойств функции плотности дисло
каций.
Таким образом, совокупность наших наблюдений хорошо со гласуется с теоретическими выводами, развитыми в дислокационной теории тонкого двойника, и свидетельствует о том, что предложен ная теоретическая модель оправдывается экспериментально.
ЛИ Т Е Р А Т У Р А
1.В л а д и м и р с к и й К. В.— ЖЭТФ, 1947, 17, 530.
2. |
Л и ф ш и ц |
И. |
М., О б р е й м о в И. В.— Изв. АН СССР. Сер. физ., 1948, |
||
3. |
12, |
65. |
И. М.— ЖЭТФ, 1948, 18, 1134. |
л |
|
Л и ф ш и ц |
|||||
4. |
Ф р е н к е л ь |
Я- И., К о н т о р о в а Т. А.— ЖЭТФ, |
1938, 8, 89. |
||
5. |
С т а р ц е в |
В. |
И. и др.— Кристаллография, 1960, 5, 737. |
|
6. |
Б е н г у с |
В. 3., |
К о м и и к С. Н., |
С т а р ц е в |
В. И.— ДАН СССР, |
||
|
1961, |
141, |
607. |
|
|
|
|
7. |
Б е н г у с |
В. 3., |
К о м н и к С. |
Н., |
С т а р ц е в В. И. — Кристаллогра |
||
8. |
фия, |
1961, 6, 614. |
|
Л. А.— ФТТ, 1961, 3, |
1290. |
||
К о с е в и ч А. М., П а с т у р |
9.К о с е в и ч А. М.— ФТТ, 1961, 3, 3264.
10.Г а р б е р Р. И.— ДАН СССР, 1938, 21, 223.
11.Г а р б е р Р. И.— ЖЭТФ, 1947, 17,48.
12. |
С т а р ц е в |
В. И., К о с е в и ч |
В. М.— ДАН |
СССР, 1955, |
101, 861. |
|||||
13. |
С о л д а т о в |
В. П., |
С т а р ц е в |
В. И.— ФТТ, |
1964, 6, 1671. |
|||||
14. |
Л а в р е н т ь е в |
Ф. Ф., С о л д а т о в |
В. П., К а з а р о в |
Ю. Г.— В кн.: |
||||||
|
Рост и несовершенства металлических кристаллов. Труды конференции по |
|||||||||
|
росту кристаллов. «Наукова думка», К-, |
1966. |
|
|
||||||
15. |
О б р е и м о в |
И. В., С т а р ц е в |
В. И.— ЖЭТФ, 1958, 35, |
1065. |
||||||
16. |
Г а р б е р |
Р. И., С т е п и н а Е. И.— ФТТ, 1963, 5, 221. |
|
|||||||
17. |
Г а р б е р |
|
Р. |
И., |
З а л и в и д н ы й |
С. Л., С т а р ц е в |
В. И.— |
|||
|
ДАН СССР, 1947, 58, 571. |
|
|
|
|
|||||
18. |
Г а р б е р |
Р. И., С т е п и н а Е. И.— ДАН СССР, 1959, 128, 499. |
||||||||
19. |
К о с е в и ч |
В. М.— |
Кристаллография, |
1960, 5, |
749. |
|
||||
20. |
Б е н г у с |
|
В. |
3 .— Кристаллография, 1963, 7, 413. |
|
|||||
21. |
Л а в р е н т ь е в |
Ф. Ф.— ФММ, |
1964, |
18, 428. |
|
|
||||
22. |
К о с е в и ч |
А. М., П а с т у р Л. А.— ФТТ, 1961, 3, 1871. |
|
|||||||
23. |
К о т т р е л л |
А. X. |
Дислокации и пластическое течение |
в кристаллах. |
||||||
|
Металлургиздат, М., |
1958, 124. |
|
|
|
|
||||
|
Физико-технический институт |
|
|
Поступила в редколлегию |
||||||
|
низких температур АН УССР |
|
|
30 ноября 1965 г. |
О КОРРЕЛЯЦИИ МЕЖДУ СТРУКТУРОЙ И УСЛОВИЯМИ СЛУЖБЫ МЕТАЛЛА
Г. Я ■Козырский, Г. А. Петрунин.
D работах [1,2] установлена зависимость оптимальных степеней преддеформации от условий ис пытания металла на ползучесть. Оптимальные степени преддефор мации при создании субструктур, обеспечивающих улучшение ха рактеристик ползучести, определялись по кривым зависимости дол говечности и скорости ползучести от степени преддеформации. В [1, 2] было показано, что для каждой температуры испытания существует своя оптимальная степень предварительной деформации и что с повышением температуры испытания степень оптимальной преддеформации уменьшается.
В настоящей работе была поставлена задача: выяснить физи ческую природу указанной зависимости, особенности структур с повышенным сопротивлением ползучести и установить корреля цию между характеристиками упрочненной структуры и условиями
испытания металла. Исследование проводилось на чистом ни келе (99,99%). Все образцы после изготовления были отожжены в вакууме при температуре 1100° С в течение 4 ч.
Для решения поставленных задач были проведены испытания на ползучесть отожженных образцов никеля и образцов, предвари тельно растянутых на оптимальные степени деформации. Предва рительная деформация осуществлялась при комнатной температуре со скоростью 0,4%/сек. Условия испытания на ползучесть и степень предварительной деформации указаны в табл. 1. Перед испытанием предварительно деформированные образцы отжигались при темпе ратурах испытания в течение 1 ч.
/, °с |
а, кГ/мм2 |
во. У |
|
%!ч |
Уд , |
%1ч |
550 |
6 |
3 |
42 |
Ю-2 |
5,8 |
10-2 |
700 |
2,5 |
2 |
14 • 10-2 |
6 |
IQ- 2 |
|
900 |
1 |
1,4 |
8,1 |
10“ 3 |
|
СО 1 О |
|
Та б л и ц а |
1 |
/о, ч |
*Д ’ |
^0 |
20 |
90 |
4,5 |
21 |
49 |
2,3 |
57,5 |
232 |
4 |
Напряжения испытаний подбирались специально так, чтобы обеспечить близкие значения скоростей ползучести у недеформированных образцов при указанных температурах. В табл. 1 приве дены также значения скоростей ползучести недеформированных образцов (г>0) и предварительно деформированных (ид), долговеч ности этих образцов (/0 и /д) и отношение долговечностей.
Основные характеристики исходной субструктуры (размер эле ментов субструктуры и их разориентировка) определялись после преддеформации и отжига. Размер блоков определялся по уширению линий, размер фрагментов и зерен — металлографическим и и рентгеновским методами [3—5]. Определение общих углов б0.3 и бо.ф, на которые разориентирован материал внутри данного зерна и фрагмента соответственно, проводилось по методу, описанному в работах [5, 6]. Средний угол разориентировки блоков внутри фраг мента зависит от способа, которым распределены отдельные блоки внутри фрагментов [6]. Принято, что распределение разориенти ровки блоков по углам соответствует биноминальному. Поэтому для вычисления среднего угла разориентировки блоков внутри фрагмента 6б пользовались выражением
6б = бо.ф у |
, |
где /б размер блока; /ф— размер фрагмента; б0.ф — общий угол разориентировки блоков цнутри фрагмента. В табл. 2 приведены результаты измерений и вычислений, характеризующие состояние оптимальных структур для трех температур: 550, 700 и 900° С. В соответствующих столбцах указаны размеры зерен /3, фрагмен тов /ф и /б блоков, общие разориентировки материалов внутри зе рен б0.з и внутри фрагментов б0.ф, средние углы разориентировки меж ду фрагментами в зернах бф и между блоками во фрагментах бб. В последнем столбце приведены подсчитанные значения средней
энергии |
наклепа, связанной |
с |
границами |
фрагментов |
и блоков. |
||||
|
|
|
|
|
|
|
|
Таб лица 2 |
|
t, °с /3 |
Ю2, см |
/ф • 10', см |
1(з • 10\ |
см |
®0. 3» |
ъ |
^о. ф, |
, град |
Е* > |
град |
град |
|
кал1г-апг. |
||||||
550 |
3 |
1 |
2 |
|
2,1 |
0,08 |
0,04 |
0,02 |
0,9 |
700 |
3 |
5 |
15 |
|
1,4 |
0,1 |
0,08 |
0,04 |
0,24 |
900 |
3 |
20 |
60 |
|
1 |
0,15 |
0,10 |
0,05 |
0,1 |
В работе [7] было показано, что большую часть скрытой энер гии наклепа составляет поверхностная энергия субграниц. Экспери ментальные данные, полученные Мичеллом [8], Мичеллом и Хейгом [9] на никелевых опилках, также позволяют утверждать, что основ ная доля скрытой энергии наклепа связана с границами субзерен. На основании их данных, приближенное значение энергии мало угольной границы должно составлять около 300 эрг!см2 [10]. По таб личным данным о размерах элементов субструктуры и их разориентировках, а также по значениям удельной поверхностной энергии для малоугольных границ никеля [10] были подсчитаны значения скрытой энергии наклепа, которые и приведены в табл. 2. В нашем случае, когда после преддеформации был проведен отжиг образцов, выделилась скрытая энергия, связанная с упругой деформацией и вакансиями. Произошло также уменьшение скрытой энергии, связанной с границами, за счет роста фрагментов и блоков при отжи ге. Указанными изменениями в структуре и объясняются неболь шие значения скрытой энергии, сохранившейся в металле.
Рентгеновские исследования показали, что при ползучести ни келевых образцов, предварительно растянутых до оптимальной сте пени, характеристики субструктуры изменялись очень незначи тельно. Рефлексы на рентгенограммах изменялись очень мало как в радиальном направлении, так и вдоль дуги дебаевского круга.
Это свидетельствует о том, что размеры элементов субструктуры и их разориентировка менялись незначительно. Полученные выво ды были подтверждены и рентгенограммами, снятыми на цилиндри ческую пленку. Это и естественно, так как скорость ползучести
никеля при таких обработках была минимальной. Последнее хооо- шо видно из рис. 1. н
Паркер и Уошберн [11] обратили внимание на то, что форму кривой ползучести можно регулировать степенью развития суб
^ |
8 |
|
|
|
|
|
структуры к началу испы- |
||||
|
|
|
|
|
тания. Они отмечали |
су |
|||||
г>* |
|
|
|
|
|
|
ществование |
равновесной |
|||
|
|
|
|
|
|
|
структуры, |
при которой |
|||
|
|
|
|
|
|
|
обычная кривизна |
может |
|||
|
|
|
|
|
|
|
быть заменена прямой ли |
||||
|
го |
60 |
W0 |
НО |
/80 |
220 |
нией ползучести. Можно |
||||
|
полагать, что субструкту |
||||||||||
|
|
|
время, ч |
|
|
||||||
|
|
|
|
|
ра, которая |
создается |
в |
||||
|
|
|
|
|
|
|
|||||
Рис. 1. Кривые ползучести чистого |
никеля |
металле путем преддефор- |
|||||||||
(99, |
99%), |
испытывавшегося |
при |
температу |
мации |
до |
оптимальной |
||||
ре 900° С и напряжении 1 к Г / м м 2: |
2—с предва |
степени |
и последующего |
||||||||
1 — без предварительной деформации; |
отжига, |
близка к |
равно |
||||||||
рительной деформацией |
1,4%. |
|
|
|
|||||||
|
|
|
|
|
|
|
весной |
структуре, |
и поэ |
||
тому при ползучести она изменяется очень незначительно. |
|
|
|||||||||
|
Данные табл. 2 позволяют судить об особенностях равновесных |
(или оптимальных) структур и об их зависимости от условий служ бы металла. С повышением температуры эксплуатации металла, как видно из таблицы, размер элементов субструктуры (фрагмен тов и блоков) увеличивается, средний угол разориентировки между фрагментами и блоками также растет, хотя общие углы разориен тировки элементов структуры внутри зерен меньше в металле, пред назначенном для эксплуатации при более высоких температурах. При отжиге после преддеформации происходит рост элементов суб структуры и увеличение углов разориентировок между соседними элементами, хотя общие углы разориентировок материала внутри зерен остаются при этом неизменными. Чем выше температура отжига, тем эти изменения сильнее. Повышение температуры от жига не только приводит к увеличению углов малоугольных гра ниц, но и делает их более резкими, и тем самым укрепляет непро ходимость для краевых дислокаций.
Оптимальные структуры отличаются не только размерами эле ментов и их разориентировкой, но и величиной энергии, накоп ленной в субграницах. Из табл. 2 видно, что чем выше температура