Содержание к диссертации
Введение
1. Основные механизмы и закономерности пластической деформации гетерофазных сплавов, содержащих упрочняющие частицы 11
1.1. Дислокационные превращения и математические модели механизмов пластической деформации ГЦК материалов с некогерентными частицами 12
1.2. Экспериментальные и теоретические исследования процессов деформационного упрочнения жаропрочных сплавов, упрочненных частицами со сверхструктурой L12 25
2. Физическая модель пластической деформации монокристаллов дисперсно упрочненных материалов с ГЦК-матрицей и частицами упрочняющих фаз 30
2.1. Физические механизмы генерации дислокаций и точечных дефектов в ГЦК материалах с различным типом частиц 31
2.2. Физические механизмы аннигиляции дислокаций и точечных дефектов в ГЦК материалах с различным типом частиц 40
2.3. Скорость сдвиговой деформации в гетерофазных материалах 47
3. Основные механизмы и закономерности пластической деформации ГЦК сплавов, упрочненных ансамблем когерентных и некогерентных частиц 52
3.1.Влияние масштабных характеристик когерентной фазы на процессы формирования дислокационной подсистемы и закономерности пластического сдвига при различных температурах деформации 55
3.2. Исследование деформационного поведения гетерофазных материалов, упрочненных некогерентными недеформируемыми частицами 57
3.2.1. Влияние масштабных характеристик упрочняющей недеформируемой фазы на процессы пластического сдвига и эволюцию деформационно-дефектной подсистемы 58
3.2.2. Температурная зависимость механических свойств дисперсно упрочненных материалов с наномасштабными характеристиками некогерентной упрочняющей фазы 66
3.2.3. Теоретическое исследование изменения прочностных свойств материалов, содержащих нано- и микроразмерные некогерентные частицы, имеющие одинаковую объемную долю упрочняющей фазы 70
3.2.4. Скоростная зависимость пластических свойств гетерофазных материалов с нано- и микрочастицами 78
3.3. Исследование деформационного поведения гетерофазных материалов, упрочненных ансамблем когерентных и некогерентных частиц 84
3.3.1. Влияние доли некогерентных частиц на процессы формирования дислокационной подсистемы и закономерности пластического сдвига при различных температурах деформации 84
3.3.2. Теоретическое исследование формирования прочностных свойств, составляющих дислокационной подсистемы в материалах, упрочненных ансамблем когерентных и некогерентных частиц с микромасштабными характеристиками 91
3.3.3. Формирование прочностных свойств гетерофазных материалов, упрочненных ансамблем когерентных и некогерентных частиц, с одинаковой объемной долей упрочняющих фаз 99
3.3.4. Влияние скорости пластического сдвига на процессы деформационного упрочнения сплавов с различными масштабными характеристиками упрочняющей фазы 109
4. Физическая модель температурной зависимости механических свойств жаропрочных гетерофазных ГЦК сплавов, содержащих упорядоченные частицы с L12 сверхструктурой 115
4.1. Моделирование процессов пластического сдвига гетерофазных ГЦК
сплавов, упрочненных частицами со сверхструктурой L12 115
4.2. Теоретические исследования пластического поведения материалов, упрочненных частицами со сверхструктурой L12 117
4.2.1. Исследование влияния масштабных характеристик упрочняющих частиц со сверхструктурой L12 на закономерности деформационного поведения гетерофазных материалов в процессе пластического сдвига 117
4.2.2. Влияние наноразмерных частиц со сверхструктурой L12 на формирование прочностных свойств гетерофазных сплавов, имеющих одинаковую объемную долю упрочняющей фазы 134
4.2.3. Влияние скорости деформации на закономерности протекания
пластической деформации ГЦК-материалов, упрочненных сверхструктурными частицами 144
4.2.4. Влияние энергий активации самоблокировки сверхдислокаций на температурную зависимость напряжения течения 154
4.3. Пластическая деформация гетерофазных жаропрочных сплавов, упрочненных ансамблем некогерентных частиц и когерентных упорядоченных частиц, имеющих сверхструктуру L12 157
4.4. Сравнение деформационного поведения материалов, упрочненных частицами различного типа – когерентными, некогерентными, частицами со сверхструктурой L12 168
Основные результаты и выводы 176
Список литературы
- Экспериментальные и теоретические исследования процессов деформационного упрочнения жаропрочных сплавов, упрочненных частицами со сверхструктурой L12
- Физические механизмы аннигиляции дислокаций и точечных дефектов в ГЦК материалах с различным типом частиц
- Исследование деформационного поведения гетерофазных материалов, упрочненных некогерентными недеформируемыми частицами
- Теоретические исследования пластического поведения материалов, упрочненных частицами со сверхструктурой L12
Экспериментальные и теоретические исследования процессов деформационного упрочнения жаропрочных сплавов, упрочненных частицами со сверхструктурой L12
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: где / - объемная доля упрочняющих частиц в материале, пог - число колец Орована. Кроме того, авторы получают линейную зависимость между напряжением т и деформацией сдвига а, которая связана с числом колец Орована п0г соотношением: ПОгЪ а= . (1.5) В 60-х годах появилась новая теория деформационного упрочнения сплавов с частицами - теория Эшби [41, 56]. Эшби предложил механизмы релаксации напряжений, сформированных кольцами Орована вблизи частиц: выдавливание призматических петель и вторичное скольжение. Предполагалось, что избыток материала вблизи частиц уносится от частицы межузельными призматическими петлями, недостаток - вакансионными призматическими петлями. Эшби назвал дислокации, образующиеся вблизи частиц, «геометрически необходимыми», чтобы отличить от «статистически запасенных», которые накапливаются в чистых металлах в процессе пластической деформации. В этой модели, была предложена формула для оценки плотности геометрически необходимых дислокаций р, = . (1.6) 1 Ъ-Ъ В теории Эшби напряжение течения было связано с плотностью дислокаций, а следовательно, и с величиной деформации сдвига а [41]: т-т0г = 0.24-G b f (1.7) В 70-е годы появились работы Л. Брауна и В. Стоббса [57], в которых были обобщены ранние работы по физической теории пластичности гетерофазных сплавов и введены новые понятия физической теории пластичности гетерофазных сплавов -«напряжение изображения», «пластическая зона» вблизи частицы. Природу напряжения изображения тш можно понять из следующей схематической картины. Сферические частицы вынимаются из ненапряженной и недеформируемой матрицы. Матрица пластически деформируется, а лунки, из которых были вынуты частицы, становятся эллиптическими. Если теперь частицы возвращаются в лунки, плотно прилегая к ним по всей поверхности, то частицы оказываются упруго деформированными. Теперь они находятся под воздействием напряжения: 15(1-v) Основываясь на вышеназванных работах, П. Хиршем с сотрудниками в начале 70-х годов [44, 43] был проведен ряд исследований накопления и трансформации колец Орована вблизи частиц, изучен вопрос о характере локальных дислокационных структур вблизи частицы, которые могут существовать, не разрушая ее.
В работе П. Хирша и П. Хазледина [58] 1974 года, была предпринята попытка учесть локализацию скольжения и оценить степень деформации: а = п-ЫХ, (1.9) где а - деформация сдвига, п - число испущенных источником петель, X - расстояние между следами скольжения. При конкретных расчетах авторы полагали X & 8. Соотношение (1.9) в дальнейшем неоднократно модифицировалось. Сначала предполагалось, что возрастание деформации связано с испусканием все новых дислокаций постоянным числом активных источников, однако, еще в 50-х годах А. Зеегером и его сотрудниками было установлено на монокристаллах однофазных металлов и сплавов, что активный источник испускает ограниченное число дислокаций и прекращает свое действие. В результате действия источника формируется зона сдвига [47, 48, 59, 60]. Анализ вышеизложенного привел к выводу, что деформация возрастает за счет появления новых зон сдвига, и элементарные процессы кристаллографического скольжения необходимо рассматривать на уровне зоны сдвига.
Модели, основанные на уравнениях баланса деформационных дефектов Математические модели кинетики пластической деформации, основная идея которых состоит в том, что скорость изменения концентрации деформационных дефектов определяется интенсивностью их генерации с деформацией и скоростью аннигиляции со временем, сводятся к системам дифференциальных уравнений баланса типа “рождение-гибель”, составляющих основу многих математических моделей реальных процессов различной природы. Системы дифференциальных уравнений баланса образуют математические модели химической кинетики, математические теории биологических видов, модели экономики. Отдельные аспекты пластического поведения кристаллических тел описывались на основе уравнений баланса различного вида Н.С. Акуловым [61], Дж. Гилманом [62], Р. Лагнеборгом [63], А.Н. Орловым [49] и другими исследователями. Важным шагом в математическом моделировании пластичности кристаллических тел явилась формулировка моделей на основе концепции упрочнения и отдыха [18-20].
Атомные механизмы пластической деформации явно или неявно подразумевают накопление и аннигиляцию деформационных дефектов - дислокаций, межузельных атомов и вакансий. При рассеянии цепочки вакансий, образующихся в результате неконсервативного скольжения порогов, значительная часть вакансий оказывается связанной в бивакансии вследствие их более высокой подвижности по сравнению с моновакансиями. Таким образом, степень дефектности и, следовательно, деформационное упрочнение материала в процессе пластической деформации могут быть описаны заданием четырех величин: плотности дислокаций (определяемой как общая длина дислокаций в единице объема), концентраций вакансий (с1v), бивакансий (с2v) и межузельных атомов (сi).
В ходе пластической деформации все виды дефектов кристаллического строения, возникающие в ходе сдвиговых процессов, находятся в постоянном взаимодействии. Дислокации порождают в процессе скольжения вакансии и межузельные атомы; интенсивность генерации точечных дефектов и скорость их ухода на стоки зависят от плотности дислокаций. С другой стороны, концентрация точечных дефектов является одним из факторов, определяющих скорость аннигиляции дислокаций и, следовательно, плотность дислокаций. В каждый момент деформации плотность дислокаций и концентрация точечных дефектов соответствуют динамическому равновесию процессов порождения и аннигиляции этих дефектов. Таким образом, пластическая деформация должна описываться системой уравнений динамического равновесия дефектов кристаллической решетки.
Такой подход к математическому описанию пластической деформации был положен в основу теории упрочнения и отдыха М.А. Большаниной [19 – 23] применительно к активной деформации. Согласно этой концепции, «весь ход пластической деформации определяется совокупностью двух противоположных процессов: упрочнения, связанного с возникновением искажений кристаллической решётки (предполагается, что этот процесс - атермический) и отдыха (разупрочнения или возврата) – снятия этих искажений, зависящего от температуры и времени». Предполагалось, что упрочнение кристаллов в процессе деформации происходит вследствие накопления деформационных дефектов решётки, а разупрочнение связано с их исчезновением в результате термически активируемых процессов, происходящих во время деформации. Изменение деформирующего напряжения в процессе пластической деформации рассматривалось как величина, косвенно характеризующая количество деформационных повреждений решётки.
Главным успехом идеи упрочнения и отдыха была достигнутая на её основе высокая степень понимания природы зависимости деформационного упрочнения от скорости деформации на основе детальных исследований самой этой зависимости, проведённых Шмидом [53] и М.А. Большаниной (1934, [21]).
В процессе обработки материалов происходит не только упрочнение, но и отдых (динамическое разупрочнение), одним из проявлений которого является локальное очищение материалов от дислокаций. Поэтому уравнения математической модели, описывающей пластическую деформацию, должны содержать слагаемые, отвечающие, как за упрочнение (увеличение плотности дислокаций, связанных в некоторые конфигурации или ансамбли), так и за разупрочнение (разрушение дислокационных конфигураций с последующей аннигиляцией дислокаций, образующих диполи).
Физические механизмы аннигиляции дислокаций и точечных дефектов в ГЦК материалах с различным типом частиц
Таким образом, интенсивность генерации дислокаций определяется геометрическим множителем F (геометрией дислокационных петель и их распределением в зоне кристаллографического скольжения [106]) и средним диаметром зоны сдвига, который в свою очередь определяется пробегом дислокаций от источника до их остановки.
В случае квазистатической деформации предположим, что диаметр зоны сдвига определяется прочными дислокационными барьерами, в этом случае средний диаметр зоны сдвига определяется выражением D = —, где В - параметр, определяемый ве Gbpm роятностью образования протяженных дислокационных барьеров, В = 4к2 /(а (ЗД); (Зг -доля реагирующих дислокаций леса; ае - геометрический фактор (с 0.5); т - приложенное напряжение, рт - плотность сдвигообразующих дислокаций [106]. Таким образом, интенсивность генерации сдвигообразующих дислокаций при статических условиях деформирования равна (Р) в (2.3) Генерация деформационных точечных дефектов. Сдвиговые процессы пластической деформации металлов и сплавов сопровождаются образованием точечных дефектов. При достаточном уровне деформирующих напряжений винтовые дислокации скользят, генерируя нарастающее количество точечных дефектов. Если предположить, что все пороги, находящиеся на околовинтовых составляющих дислокационной петли движутся вместе с дислокацией, генерируя точечные дефекты, количество таких порогов увеличивается с увеличением пробега дислокации, следовательно, увеличивается сопротивление скользящей дислокации и после некоторого пробега дислокация останавливается [24]. По оценкам [71, 79, 80, 106] интенсивность генерации точечных дефектов равна Gk(ck,P) = 2qidyn/G, где id - напряжение, избыточное над статическим сопротивлением движению дислокаций. Величина параметра q определяется геометрией формирующихся дислокационных петель (что определяет долю околовинтовых составляющих петли), характером формирования дислокационного скопления и рядом других факторов. Если принять состав дислокаций леса случайным, то
Межузельные атомы и вакансии при движении дислокаций генерируются в среднем в равном количестве. Будем считать генерацию межузельных атомов и вакансий равновероятными. Тогда, если считать, что «рассыпание» цепочки дефектов, оставленной скользящим порогом, происходит случайным образом, моновакансии и бивакансии образуются в соотношении 1/6 и 5/6 [71, 80, 106], получим:
Формирование геометрически необходимых дислокаций. При движении скользящей дислокации через когерентные частицы со сверхструктурой Ы2 некоторые частицы перерезаются, сдвигаясь на расстояние удвоенного вектора Бюргерса, а некоторые частицы «захватываются» вследствие образования внутри них дислокационных барьеров по механизму Кира-Вильсдорф [107] или диффузионному механизму, что приводит к существенным изменениям. Когерентная упорядоченная частица со сверхструктурой Ы2, в которой произошла блокировка винтовой дислокации (формирование барьера Кира-Вильсдорф) или краевой дислокации (осаждение точечных дефектов на краевой компоненте дислокации [108, 109] ведет к формированию барьеров диффузионного типа) (рис. 2.3), становится неперерезаемой (рис. 2.4) и, соответственно, преодолевается скользящей дислокацией по механизму Орована. Такие частицы становятся недеформи-руемыми, хотя сохраняют когерентную связь с матрицей. В результате, вблизи таких частиц при движении скользящих дислокаций формируются так называемые, «геометрически необходимые» дислокации [37, 56] - кольца Орована и призматические петли.
Схема преодоления упорядоченных частиц со сверхструктурой L12 при формиро вании в некоторых частицах дислокационных барьеров. Рассмотрим механизмы формирования дислокационных барьеров более подробно. Формирование дислокационного барьера Кира-Вильсдорф. Для образования барьера Кира-Вильсдорф в частице необходима перестройка винтовой компоненты сверхдислокации в результате рекомбинации сверхчастичной дислокации. В результате антифазная граница (АФГ), разделяющая сверхчастичные дислокации, меняет плоскость залегания. Различные варианты полных барьеров Кира-Вильсдорф приведены на схеме (рис. 2.4).
Для осуществления поперечного скольжения сверхчастичной дислокации необходима ее рекомбинация или сощепление с образованием участка с винтовой компонентой сверхчастичной дислокации [110, 111]. Увеличение температуры существенным образом влияет на вероятность образования барьера такого типа. Рекомбинированная сверх частичная дислокация перемещается в плоскости поперечного скольжения. Последующее расщепление сверхчастичной дислокации (схема 2.4) блокирует скользящую сверхдислокацию. Приведенный в [108] расчет показал, что при перестройке скользящих дислокаций различных типов в барьеры Кира-Вильсдорф всегда имеет место выигрыш энергии. Следовательно, образование барьеров Кира-Вильсдорф является энергетически выигрышным процессом. Рассмотренный механизм приводит к блокировке винтовых сверхдислокаций.
Формирование дислокационных барьеров диффузионного типа. Другим механизмом блокировки сверхдислокаций является механизм формирования барьеров диффузионного типа при взаимодействии точечных дефектов со сверхдислокациями краевой и смешанной ориентаций. Единичный акт взаимодействия точечного дефекта с краевой сверхчастичной дислокацией приводит к образованию на ней двойного порога, движение которого связано с нарушением правильных связей в сверхструктуре и требует дополнительных напряжений. Интенсивный процесс осаждения точечных дефектов на краевых сверхчастичных дислокациях приводит к их переползанию и образованию барьеров диффузионного типа [112]. Последовательные стадии образования такого барьера приведены на схеме 2.5.
Для образования диффузионного барьера необходимо выполнение двух условий: 1) рекомбинация сверхчастичной дислокации; 2) наличие точечного дефекта вблизи ре-комбинированного участка сверхдислокации. Это приводит к высоким энергиям активации барьеров диффузионного типа.
Таким образом, в сплаве, содержащем упрочняющие упорядоченные частицы со сверхструктурой Ы2, в процессе движения сдвигообразующих дислокаций в зоне сдвига возможен «захват» в упорядоченной частице винтового участка (в случае образования барьера Кира-Вильсдорф) в результате рекомбинации винтовой компоненты сверхдислокации или краевого участка (в случае образования барьера диффузионного типа) сверхдислокации в результате осаждения точечных дефектов и выхода части дислокации из общей плоскости скольжения. Эти два механизма подробно были рассмотрены для однофазных упорядоченных сплавов со сверхструктурой Ы2 как экспериментально, так и теоретически в ряде работ [110-115].
Исследование деформационного поведения гетерофазных материалов, упрочненных некогерентными недеформируемыми частицами
Сравним деформационное поведение материалов с микро- (рис.3.19) и наноразмер-ными (рис. 3.20) упрочняющими некогерентными недеформируемыми частицами, но с одинаковой объемной долей упрочняющей фазы.
Качественное поведение кривых течения в материалах, упрочненных нано- (рис. 3.20) и микроразмерными (рис. 3.19) частицами при одинаковой объемной доле упрочняющей фазы, существенно различное.
В сплаве, где достигается критическая плотность дислокаций, формируются дислокационные диполи (рис. 3.19 к-м), и может возникнуть ситуация, когда в материале с меньшей объемной долей упрочняющей фазы напряжение течения выше, чем в материале с большей объемной долей упрочняющей фазы (рис. 3.19 а кривые 1 и 4). Это объясняется тем, что чем больше расстояние между частицами упрочняющей фазы, тем раньше достигается критическая плотность дислокаций, и начинают формироваться дислокационные диполи, что приводит к резкому увеличению напряжения течения, которое становится больше, чем в материалах с большей объемной долей упрочняющей фазы, в которых еще не достигнута критическая плотность дислокаций.
Процессы деформационного упрочнения дисперсно-упрочненных сплавов с содержанием некогерентной фазы при одинаковой объемной доле упрочняющих частиц, но с различными масштабными характеристиками (нано- или микроразмерными), обусловлены накоплением в зонах сдвига дислокационных структур различного типа. 750
Кривые деформационного упрочнения (а, б, в) и зависимость плотности сдвигообра-зующих дислокаций (г, д, е), призматических петель (ж, з, и), диполей (к, л, м), концентрации вакансий (н, о, п) от степени деформации для сплава на основе меди при разных температурах деформации. Расстояние между частицами: сплошная линия - 0,4 мкм; пунктирная линия - 1 мкм. Диаметр частиц (мкм): 1, 4 - 0,01; 2, 5 - 0,05; 3, 6 - 0,1; скорость деформации 10-2 с-1 [24].
В материалах с микромасштабной упрочняющей фазой в дислокационный ансамбль кроме призматических петель включаются еще и дислокационные дипольные структуры, которые оказывают значительное влияние на качественное поведение кривых течения и на величину деформационного упрочнения.
В материалах с нанодисперсными упрочняющими частицами дислокационный ансамбль включает в себя сдвигообразующие дислокации (рис. 3.20, г-е) и дислокационные призматические петли (рис. 3.20, ж-и). Дипольные дислокационные конфигурации не образуются в таких материалах (рис. 3.20, к, л, м), но напряжение течения при этом достигает высокого уровня в процессе деформации (рис. 3.20, а-в), значительно более высокого, чем в материалах с такой же объёмной долей упрочняющей фазы, но с более крупными частицами.
Кривые деформационного упрочнения (а, б, в) и зависимость плотности сдвигообра-зующих дислокаций (г, д, е), призматических петель (ж, з, и), диполей (к, л, м), концентрации вакансий (н, о, п) от степени деформации для сплава на основе меди при разных температурах деформации. Температура деформации указана на рисунке.
Расстояние между частицами: сплошная линия – 40 нм; пунктирная линия – 100 нм. Диаметр частиц, нм: 1, 4 – 1; 2, 5 – 5; 3, 6 – 10; скорость деформации 10-2 с-1. При этом напряжение течения материалов с микромасштабной упрочняющей фазой может приближаться к значениям напряжения течения материалов с наномасштаб-ной упрочняющей фазой (рис. 3.19 и 3.20 кривые 5, 6). Это свидетельствует о том, что в дисперсно-упрочненных материалах с одинаковыми объемными долями упрочняющей некогерентной фазы могут формироваться различные механические свойства. Но, несмотря на то, что в процессе деформации напряжение течение в материале с нанораз-мерной упрочняющей фазой значительно выше, чем с микроразмерной, при некоторых степенях деформации эти величины могут быть близки друг другу (рис. 3.19 и рис. 3.20 кривые 5, 6) или совпадать (кривые 4 при степени деформации 0,4). Однако, на начальной стадии деформации (до достижения с) напряжение течения снижается при переходе от наноразмерной упрочняющей фазы к микроразмерной при их одинаковой объемной доле.
При низких температурах деформации кривые зависимости концентрации вакансий (рис. 3.19, 3.20 н) от степени деформации возрастают, так как вакансии при низких температурах практически не участвуют в аннигиляционных процессах, потому что подвижность их крайне низка. При средних (рис. 3.19, 3.20 о) и высоких (рис. 3.19, 3.20 п) температурах вид кривых зависимости концентрации вакансий от деформации меняется, концентрация данных дефектов снижается в процессе деформациив результате их ухода на стоки. Стоками для точечных дефектов являются дислокации различного типа. Кроме аннигиляции точечных дефектов на дислокациях снижение концентрации точечных дефектов происходит в результате релаксационных процессов взаимодействия точечных дефектов между собой. Вакансии начинают участвовать в аннигиляционных процессах более интенсивно с повышением температуры.
Конкурентность механизмов генерации, аннигиляции и релаксации дислокаций различного типа с преобладанием при разных температурах различных механизмов, приводит к сложной зависимости от температуры плотности сдвигообразующих дислокаций для материалов с нано- и микромасштабными характеристиками упрочняющей фазы. Плотность сдвигообразующих дислокаций сначала увеличивается с повышением температуры за счет того, что при низких и средних температурах велик вклад от перехода дислокаций в призматических петлях и в дипольных конфигурациях в разряд сдви-гообразующих, а затем снижается в силу роста интенсивности аннигиляционных процессов при высоких температурах.
С ростом температуры деформации плотность дислокаций в призматических петлях снижается, так как усиливаются аннигиляционные процессы с участием термодинамически равновесных точечных дефектов. Эффект перехода призматических петель в разряд сдвигообразующих дислокаций наиболее выражен в материалах с бо льшими размерами частиц. В силу того, что для перехода призматической петли в результате релаксационных процессов в разряд сдвигообразующих дислокаций необходимо, чтобы длина одной стороны призматической петли соответствовала длине источника Франка-Рида. В случае увеличения размера частиц длина стороны призматической петли в процессе осаждения точечных дефектов увеличивается, петля быстрее достигает критических размеров и переходит в разряд сдвигообразующих дислокаций. Присутствие в материале частиц меньших размеров формирует в процессе деформации существенно более высокие значения плотностей призматических петель по сравнению с материалами, упрочненными более крупными частицами упрочняющей фазы. Дислокационные дипольные конфигурации формируются лишь при достижении критической плотности дислокаций, в силу чего в материалах с различными масштабными характеристиками упрочняющей фазы формирование диполей может происходить при разных температурах и степенях деформации.
Теоретические исследования пластического поведения материалов, упрочненных частицами со сверхструктурой L12
При низких температурах из всех точечных дефектов подвижны лишь межузель-ные атомы, которые осаждаются на дислокациях различного типа, что приводит к незначительному увеличению плотности призматических петель межузельного типа или уменьшению плотности призматических петель вакансионного типа (рис. 3.50).
Плотность сдвигообразующих дислокаций сначала увеличивается с повышением температуры, за счет того, что при низких и средних температурах велик вклад от перехода дислокаций в призматических петлях и в дипольных конфигурациях в разряд сдви-гообразующих, а затем снижается в силу роста интенсивности аннигиляционных процессов при высоких температурах (рис. 3.50 а, б, в). С ростом температуры деформации плотность призматических петель снижается, так как усиливаются аннигиляционные процессы с участием термодинамически равновесных точечных дефектов. Присутствие в материале частиц меньших размеров формирует в процессе деформации существенно более высокие значения плотностей призматических петель, по сравнению с материалами, упрочненными более крупными частицами упрочняющей фазы.
В присутствии наноразмерных частиц процесс перехода призматических петель в разряд сдвигообразующих (за счет процесса релаксации) сдвигается до более высоких температур деформации. В силу чего наблюдается резкое снижение плотности призматических петель в материалах с наномасштабными характеристиками упрочняющей фазы до более высоких температур 400 К, в материалах с микромасштабными характеристиками упрочняющей фазы 300 К. В материалах с одинаковой объемной долей упрочняющей фазы, но с разными масштабными характеристиками наблюдается бо льшая плотность призматических петель в материалах с большей дисперсностью частиц. Хотя дислокационные диполи в таком материале не формируются (рис. 3.50 к), плотность дислокаций за счёт призматических петель высокая (рис. 3.50 г, ж).
Дислокации в дипольных конфигурациях формируются лишь при достижении критической плотности дислокаций, в силу чего в материалах с различными масштабными характеристиками упрочняющей фазы формирование диполей может происходить при разных температурах и степенях деформации. Однако при появлении дипольных конфигураций они становятся доминирующим элементом и вносят больший вклад в общую плотность дислокаций. Но с ростом температуры деформации плотность дислокационных диполей снижается в результате аннигиляционных и релаксационных процессов (рис. 3.50 л, м).
В материалах с одинаковой объемной долей упрочняющей фазы, но с разными масштабными характеристиками упрочняющей фазы наблюдается большая плотность дефектов различного типа в материалах с большей дисперсностью частиц, т.е. чем меньше частицы упрочняющей фазы, тем выше плотность дефектов различного типа. Исключение составляют лишь дислокации в дипольных конфигурациях, которые в материалах с наномасштабными характеристиками второй фазы вообще не формируются.
Скоростная зависимость деформационного упрочнения при низких и высоких температурах деформации (рис. 3.51) выражена достаточно слабо, а при средних температурах деформациях становится более выраженной. Скоростная чувствительность обусловлена, прежде всего, тем, что с ростом температуры интенсивность аннигиляцион-ных процессов повышается благодаря увеличивающейся подвижности бивакансий и вакансий, что особенно заметно при малых скоростях деформации.
Изменение скорости деформации от 10-2 с-1 до 10-5 с-1 (рис. 3.51) в сплавах на основе алюминия при средних (293К) температурах существенно влияет на деформационное упрочнение. Так при уменьшении скорости деформации напряжение течения в исследуемом материале снижается.
Зависимость напряжения течения от степени деформации. Материал на основе алюминия, упрочнен ансамблем когерентных и некогерентных частиц. Доля некогерентных частиц в материале 50%. Расстояние между частицами 80 нм. Диаметр частиц 10 нм. Температура деформации указана на рисунке. Скорость деформации, с-1: 1 – 10-5, 2 – 10-4, 3 – 10-3, 4 – 10-2.
Это вызвано существенным снижением плотности сдвигообразующих дислокаций, дислокаций в призматических петлях (рис. 3.52) 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. При низких и высоких температурах деформации уменьшение скорости деформации ведет к незначительному снижению напряжения течения, плотностей составляющих дислокационной подсистемы. а
Зависимость плотности сдвигообразующих дислокаций, призматических петель ва-кансионного и межузельного типов, концентрации межузельных атомов от степени деформации. Материал на основе алюминия, упрочнен ансамблем когерентных и некогерентных частиц. Доля некогерентных частиц в материале 50%. Расстояние между частицами, р = 80 нм. Диаметр частиц = 10 нм. Температура деформации указана на рисунке. Скорость деформации, с-1: 1 – 10-5, 2 – 10-4, 3 – 10-3, 4 – 10-2. Концентрация межузельных атомов в исследуемом материале невелика и с уменьшением скорости деформации снижается. При низкой скорости деформации аннигиля 111 ционные процессы успевают осуществиться в большей мере, в силу чего плотности различных составляющих деформационной дефектной подсистемы становятся меньше.
Следует отметить, что температура деформации оказывает существенное качественное влияние на напряжение течения и составляющие деформационной дефектной подсистемы при различных скоростях деформации для материалов с микромасштабными упрочняющими частицами. Так при температуре деформации 93 К напряжение течения (рис. 3.53 а) возрастает в процессе деформации, а скорость деформации оказывает незначительное влияние на качественное и количественное поведение кривых течения. На кривых напряжения течения имеется излом, что свидетельствует о формировании в данных материалах дислокационных диполей (рис. 3.53 к-м), которые в указанных материалах формируются при всех скоростях деформации при температуре деформации 93К.