книги / Хрупкость металлов при низких температурах

С помощью зависимостей (3.37) и (3.43) можно выразить .энер­ гию активации через эффективное напряжение в предположении, что энергия активации является функцией только напряжений:

При известных значениях е0 и тРо эта формула позволяет пред­ сказывать поведение исследованного материала при не слишком высоких напряжениях. Следует указать, что формула (3.50) может быть записана в виде соотношения

2100b8

с совпадением показателей тг — —^ — . спот результат является

следствием рассмотренного выше предположения о неизменности дислокационной структуры материала. Постоянная величина 210063 имеет размерность энергии и составл'яет 0,381 • 10—19 Дж.

Предэкспоненциальный множитель 80 близок к величине 5 х X 105 с-1 . Необходимо отметить, что получаемые из прямых опы­ тов по измерению скоростидислокаций значения т0 не совпадают по порядку величины с оценками уровня напряжений тРв и оказы­ ваются зависимыми от температуры (см., например, работы [464, 477]). Кроме того, формула (3.51) правильно отражает исследован­ ную на изучавшемся материале температурную зависимость на­ пряжений трения и способна предсказать поведение материала при других не исследовавшихся скоростях деформации, если по­ следние будут не слишком высоки. Далее эта формула использует­ ся для анализа результатов, полученных при испытаниях плоских образцов с острыми надрезами.

Несколько отличная методика определения термоактивацион­ ных параметров поликристаллической малоуглеродистой стали была применена во второй серии экспериментов (см. работу [421 ]). Содержание углерода также не превышало 0,05% . Использовались плоские образцы толщиной 2,5 мм и шириной 10 мм. Средний диа­ метр зерна образцов перед испытанием составлял 0,034 мм. Осталь­ ные подробности методики и результаты приведены в публикации [421].

С целью проверки предпосылки идентичности дислокационной структуры при определении коэффициентов чувствительности де­ формирующих напряжений к температуре и скорости деформации были проведены две серии экспериментов.

1. О т о ж ж е н н ы е о б р а з ц ы . Отожженные после ме­ ханической обработки образцы испытаны на растяжение в диапа­ зоне температур 123—293 К с двумя скоростями деформации (4,2 X X 10—5 и 4,2 • 10—1 с-1 ) и записью диаграмм деформирования.

2. П р е д в а р и т е л ь н о д е ф о р м и р о в а н н ы е о б ­ р а з ц ы . Отожженные образцы по аналогии с методикой В. Д. Ярошевича [235, 237] вначале были деформированы до де­ формации 10,5% растяжением при температуре 293 К и скорости деформации е = 4,2 • 10-5 с-1 , затем охлаждены до требуемой температуры и испытаны при одной из двух скоростей деформации (4,2 • 10—5 и 4,2 • 10—4 с-1 ) с записью диаграмм деформирования.

Отличаются эти группы испытаний тем, что во втором случае образцам вначале задавалась одна и та же дислокационная струк­ тура (деформация 10,5% в одинаковых условиях), а затем измеря­ лись напряжения течения в других условиях. В то же время в пер­ вом случае это условие не выдерживалось. Применявшаяся термо­ обработка образцов обеспечивала диаграмму деформирования материала с большим зубом текучести. Последующий термоактивациониый анализ проводился с использованием записанных диа­ грамм деформирования. Для этого были выбраны реперные зна­ чения деформации: 5,2; 7,94; 10,5; 11,9 и 17,6%, а также нижний предел текучести (ввиду наблюдавшейся на нижнем пределе те­ кучести скачкообразной деформации принимались два значения напряжений нижнего предела текучести, соответствующие макси­ мальному и минимальному напряжению в скачках). Для каждой деформации строились температурные зависимости напряжений течения при двух скоростях деформации. Затем эти зависимости анализировались для установления параметров термически акти­ вируемой пластической деформации. Ниже приведены примеры анализа для отожженных образцов, а ташке обобщение получен­ ных результатов.

Температурные зависимости напряжений течения приведены па рис. 77. Графическое дифференцирование этих зависимостей

щий для каждой скорости деформации прямую, уравнение которой можно выразить в виде

(3.52)

р

где т — коэффициент пропорциональности; од — атермическая составляющая напряжений течения. Согласно работе [234], т =

= т (&PlT), а формула (3.52) является частным случаем более об­ щей зависимости

(3.53)

Гипербола (3.56) нанесена на рис. 81 в виде кривой; там же помещены экспериментальные точки, рассчитанные по формуле (3.37). Наблюдается отклонение от кривой точек, соответствующих максимальной температуре испытаний — комнатной, вызванное главным образом большой погрешностью графического дифферен­ цирования кривых на рис. 77, касательные к которым в этой об­ ласти температур имеют весьма малый наклон к оси абсцисс.

Аналогично проанализированы данные для других деформа­ ций. Кроме того, для деформаций, превышающих 10,5%, проведе­ ны опыты на предварительно деформированных образцах. Против

тер зависимости энергии активации от эффективного напряжения. Установить характер зависимости АН от т* для предварительно деформированных образцов не представлялось возможным, поэто­ му далее будут обсуждаться данные, полученные па отожженных образцах.

Приведенные выше результаты позволили установить основные количественные закономерности, характеризующие процессы тер­ мической активации пластического течения исследованного мате­ риала и развитие дислокационной структуры в процессе его де­ формирования. Как выяснилось, в пределах погрешности экспе­ римента энергия активации и активационная площадь не зависят от степени деформации материала. Такую же независимость для небольших деформаций проявляет эффективное напряжение при

жений в кристаллической решетке с увеличением плотности дисло­ каций. Как известно, согласно формуле Тэйлора,

дислокаций по объему кристалла; Агобщ — плотность дислокаций.

ций, когда NQp>N'sp, величина OG должна соответствовать aGb]/^N0. Ha рис. 83 полученные результаты нанесены в зависимости от

Из рисунка видно, что при больших ер эта зависимость хорошо согласуется с формулой (3.58), если пренебречь в ней величиной N 0 (это можно сделатьj так как уже для деформации ер = 5%.

температурно-скоростной зависимости нижнего предела текучести.

Точка, соответствующая ]f = 0 , также показана па рис. 83. Промежуточный интервал деформаций характерен тем, что для него важен учет влияния на сто обоих факторов — исходной плот­ ности дислокаций и плотности новых дислокаций, появляющихся в процессе размножения.

На основе полученных результатов удалось произвести оценку еще одного важного параметра — предэкспоиеициального множи­ теля в формуле (3.36). Эта величина рассчитана для каждого ис­ пытанного образца по формуле (3.36), в которую входят все извест­

ный величины (ер, Т, АН (т*)), кроме е0. График зависимости е0

от деформации приведен на рис. 84, из которого видно, что е0 является сильной функцией деформации.

Таким образом, полученные результаты дают возможность установить температурно-скоростную зависимость предела текучес­

ти, а с учетом зависимостей Ос и е0 от деформации — и напряже­ ний течения изученного материала. С учетом логарифмического характера зависимости энергии активации от эффективного на­ пряжения (3.54) формулу (3.36) можно переписать в виде

тде то и e, зависят от деформации, как это видно из рис. 83 и 84 постоянная АН' = 0,384 * 10—19 Дж; тРо æ 620 М Н/м2.

Значения этих величин хорошо согласуются с полученными ранее их значениями на цилиндрических образцах с различным диаметром зерна. Выражение (3.59) при известных предпосылках можно использовать для описания упруго-пластического состоя­ ния материала в окрестности вершины трещины. Подробные све­ дения о параметрах термически активированного пластического течения в других материалах содержатся в обзоре [138].

6. Влияние температуры и скорости деформации на деформационное упрочнение

Физическая сущность явления деформа­ ционного упрочнения металлов связана с фактом изменения плот­ ности дефектов кристаллической решетки в процессе пластического течения. Эти дефекты (вакансии и межузельные атомы, дислокации леса, дислокационные диполи, ступеньки и т. п.) либо сами по се­ бе, либо окружающими их полями внутренних напряжений соз­ дают дополнительные барьеры на пути элементарных носителей пластической деформации — подвижных дислокаций. Увеличение в процессе деформации количества таких дефектов на единицу объема кристалла должно приводить к необходимости повышения деформирующего напряжения для получения прироста деформа­ ции.

Для деформационного упрочнения ОЦК-металлов характерно отсутствие стадии легкого скольжения при температурах ниже 0,15 температуры плавления (именно эти температуры рассматри­ ваются в настоящей монографии). Формирование дислокационной структуры в этой области температур в значительной степени оп­ ределено указанным различием в подвижности винтовых и крае­ вых дислокаций, отличается сложностью и до конца не выяснено. Электронно-микроскопические исследования показывают суще­ ственное влияние на этот процесс взаимного пересечения дислока­ ций с образованием ступенек на них, аннигиляции и поперечного скольжения винтовых дислокаций. Однако и среди ОЦК-металлов есть различия в деформационном поведении. Вид кривых дефор­ мации, наблюдаемых при механических испытаниях монокристал­ лов, обусловлен не только динамическими свойствами отдельных дислокаций, но и коллективным поведением дислокаций в ансамб­ лях и связанным с этим распределением дислокаций и деформаци­ онным упрочнением. Т. Такеучи [470] по характеру деформацион­ ного упрочнения разделяет металлы с ОЦК-решеткой на три груп­ пы: Mo и W ; Fe; Nb и Та. Все ОЦК-металлы, ориентированные для единичного скольжения, проявляют три стадии упрочнения в определенном температурном интервале. Однако при ориенти*

ровании для множественного скольжения наблюдается существен­ ная разница в их поведении.

Для железа, которое в данном случае представляет наиболь­ ший интерес, поскольку основная часть экспериментальных ис­ следований настоящей работы выполнена на этом материале, на­ блюдается существенная зависимость плотности дислокаций при одинаковой степени деформации от ориентировки. Почти все по­ движные дислокации, наблюдавшиеся при растяжении фольг в мик­ роскопе при низких температурах, были прямолинейными винто­ выми отрезками. Однако плотность этих дислокаций в кристаллах с ориентировкой оси растяжения [100] примерно в 30 раз выше, чем в кристаллах ориентировки [110] при одинаковой степени деформации. Это различие невозможно объяснить только количе­ ством активных систем скольжения, однако пересечение вин­ товых дислокаций на встречных курсах при четырех действующих системах скольжения для первой ориентировки может приводить к существенному возрастанию количества актов размножения ди­ слокаций. Для второй ориентировки с двумя действующими систе­ мами скольжения этот эффект должен отсутствовать.

Изменения дислокационной структуры в процессе деформации при различных температурах играют существенную роль в дефор­ мационном упрочнении металлов. Более подробно этот вопрос из­ ложен в монографии [201], где детально рассмотрены структурные изменения на всех стадиях деформационного упрочнения.

Макроскопически связь между напряжением и деформацией хорошо описывается в виде параболы (1.26), что весьма удобно с точки зрения применения этой зависимости в механике сплош­ ных сред. Следует отметить, что уже первая дислокационная тео­ рия деформационного упрочнения Тэйлора предсказала степенную зависимость деформирующего напряжения от плотности дислокаций,

представляет интерес прежде всего экспериментальное определение температурно-скоростной зависимости показателя деформацион­ ного упрочнения п в формуле (1.26).

Результаты описанных в предыдущем параграфе испытаний дают возмояшость оценить влияние температуры и скорости де­ формации на показатель п. Для определения температурной за­ висимости показателя деформационного упрочнения п (рис. 85) все полученные при испытании цилиндрических образцов малоуг­ леродистой стали кривые деформирования строились в координа­ тах lg а — lg е. Подобная обработка, как правило, приводит к су­ щественному разбросу экспериментальных данных (рис. 86). Из приведенных графиков следует, что существует определенная съ^зь между показателем п и размером зерна, а также характерная связь между п и температурой. Для использованного более загрязнепного металла показатель п оказался существенно ниже, чем для чистого железа 1278], что согласуется с данными о влиянии примесей внед­ рения на деформационное упрочнение железа.