Содержание к диссертации
Введение
ГЛАВА 1. Структурно-фазовые превращения при деформировании и разрушении смесей твердых и жидких ФАЗ 31
Введение 31
1.1. Прочностные свойства расплава, локализованного в твердофазной матрице 36
1.1.1 Предел прочности жидкой фазы на разрыв 36
1.1.2. Предел текучести металла в твердо-жидком состоянии 40
1.2. Особенности контактного взаимодействия жидкой и твердой фаз при пластическом деформировании металлов и сплавов 43
1.2.1. Концентрация напряжений в твердой фазе, содержащей замкнутый тонкий слой жидкой фазы 43
1.2.2. Концентрация напряжений в твердой фазе, содержащей тонкий незамкнутый слой жидкой фазы 51
1.2.3. Взаимодействие жидких слоев с дислокациями при пластическом деформировании твердой фазы 54
1.3. Структурно-фазовые превращения при растекании жидкой фазы по межкристаллитным границам металла 59
1.3.1. Основные уравнения кинетики растекания жидкого слоя по межкристаллитным границам металла 59
1.3.2. Условия растекания замкнутого слоя расплава по межкристаллитным границам при деформировании металла в области упругого нагружения.. 63
1.3.3. Условия растекания замкнутого слоя расплава по межкристаллитным границам при деформировании металла в пластической области 69
1.3.4. Процесс растекания слоя расплава, имеющего выход на свободную границу металла 70
1.4. Явления кавитации в тонких слоях жидкой фазы при пластическом деформировании металлов з
1.5. Физическая интерпретация эффекта Ребиндера при пластическом деформировании металлов в среде поверхностно-активного расплава инородного металла 82
1.6. Явления красноломкости и околосолидусной хрупкости при пластическом деформировании сталей и сплавов
1.6.1. Явления КиОХ при очагах локального плавления на свободной границе металла 90
1.6.2. Явления КиОХ при существовании первичных очагов локального плавления на внутренних границах твердой фазы 91
1.6.3. Механизм КиОХ при локальном деформационно-индуцированном плавлении металла 94
1.7. К теории пластического деформирования и разрушения металлов с полностью оплавленными межкристаллитными границами 100
1.7.1. Модельные представления 101
1.7.2. Механизм движения макродислокаций под действием внешней нагрузки. 104
1.8. Практические приложения теории макродислокаций. Многоуровневая
модель пластического деформирования и разрушения
наноструктурированных металлов ц$
1.8.1. Особенности формирования наноструктуры при механоактивации металлов 115
1.8.2. Экспериментальные данные об особенностях локализации пластического сдвига при деформировании и разрушении наноматериалов 119
1.8.3. Теоретические представления о возможных механизмах пластического деформирования и разрушения наноматериалов 1 1.8.3.1. Выбор модели макродислокации для нанокристаллических материалов... 122
1.8.3.2. Температурный интервал применимости модели макродислокации 126
1.8.4. Метод континуального описания моделей пластического деформирования
и разрушения нанокристаллических и аморфных материалов 127
Выводы 131
ГЛАВА 2. Агрегатные превращения и критические состояния при пластическом деформировании и разрушении металлов ... 133
Введение 133
2.1. Кинетические условия деформационного локального плавления металлов. 136
2.2. Форма и положение линий плавления на диаграмме равновесных фазовых состояний металлических систем
2.2.1. Методы расчета формы линий плавления для химически чистых металлов 139
2.2.2. Методы расчета формы линий плавления в сплавах 144
2.2.3. Деформационное плавление поликристаллических металлов 148
2.2.4. Кинетические особенности контактного плавления на межкристаллитных границах при деформировании поликристаллических металлов 150
2.2.5. Особенности плавления наноструктурированных и аморфных металлов 155
2.3. Анализ критических явлений при растяжении металлов 158
2.3.1. Гамильтониан неоднородного твердого раствора с вакансиями 158
2.3.2. Флуктуации в среде с однородным распределением вакансий. Спинодали испарения конденсированных фаз 161
2.3.3. Влияние критических явлений на процессы деформационного плавления металлов 1 2.3.3.1. Критические индексы термодинамических величин вблизи спинодали испарения жидкой фазы 172
2.3.3.2. Поведение линии плавления вблизи спинодали испарения жидкой фазы... 177
2.4. Процессы сублимации металлов при механическом растяжении 179
2.4.1. Кинетические уравнения процесса испарения конденсированной фазы во внутренние полости при пластическом деформировании 179
2.4.2. Кинетическое уравнение диффузионной ползучести металла вблизи границ сферической поры 183
2.4.3. Полная система уравнений кинетики роста пор при деформировании конденсированной среды 186
2.4.4. Уравнения кинетики роста пор с учетом реальности пара по модели Ван-дер-Ваальса 189
2.4.5. Уравнения кинетики роста пор с учетом аномально высокой скорости диффузионной ползучести при интенсивных механических воздействиях 193
2.4.6. Агрегатные превращения при росте плоских пор и микротрещин 207
2.5. Структурно-фазовые превращения при возникновении первичных очагов
разрушения в твердой фазе 212
2.5.1. Физические представления о процессах, предшествующих зарождению очагов разрушения в металлах и сплавах 212
2.5.2. Модель процессов разрушения кристаллических материалов при деформировании 215
2.5.3. Кинетические механизмы зарождения первичных очагов локального плавления
2.5.3.1. Условия гомогенного зарождения первичных дефектов сплошности в однородном твердом теле 221
2.5.3.2. Гетерогенный механизм зарождения первичных дефектов сплошности в твердой фазе с концентраторами напряжений 222
2.5.3.3. Кинетика роста жидкой фазы под дислокационным скоплением 225
2.5.3.4. Механизм зарождения газовой поры в жидкой фазе 227
2.5.3.5. Кинетические механизмы зарождения первичных очагов разрушения в твердом теле 228
2.6. Структурно-фазовые превращения при формировании поверхности усталостного излома в металлах и сплавах 237
2.6.1. Начальный этап развития усталостной трещины 237
2.6.2. Механизм установившегося роста усталостной трещины 239
Выводы 242
ГЛАВА 3. Структурно-фазовые превращения и критические состояния расслаивающихся твердых растворов, и их
3.1. К проблеме флуктуационных критериев пластичности и разрушения металлов и сплавов 245
3.2. Флуктуационные деформационные поля твердых растворов 255
3.3. Влияние флуктуации концентрации примеси на механические свойства сталей и сплавов 262
3.4. Термодинамическое описание неоднородных твердых растворов с 265 флуктуациями концентраций примесных и легирующих элементов
3.4.1. Термодинамические потенциалы неоднородных твердых растворов 266
3.4.2. Однородный твердый раствор с флуктуациями концентрации 267
3.5. Модулированные iC-структуры в закритической области существования расслаивающихся твердых растворов.
3.6. Основные характеристики спектра флуктуации твердого раствора в закритической области расслоения 275
3.7. Спинодали расслоения изолированных твердых растворов 279
3.8. Вязко-хрупкий переход и критические состояния металлов и сплавов
2 3.8.1. Теория вязко-хрупкого перехода при охлаждении сталей и сплавов 290
3.8.2. Вязко-хрупкий переход, индуцированный пластическим деформированием сталей и сплавов
2 3.9. Хладноломкость сталей и вязко-хрупкий переход 300
3.10. Отпускная хрупкость сталей и ее связь с вязко-хрупким переходом
3 3.10.1. Обратимая отпускная хрупкость сталей 302
3.10.2. Необратимая отпускная хрупкость сталей 307
3.11. Охрупчивание нанокристаллических материалов при электрохимической коррозии и электролитическом наводораживании 310
3.11.1. Физическая модель поведения металлов и сплавов при водородном пересыщении 311
3.11.2. Положение спинодалеи расслоения твердых растворов водорода в железе. 312
Выводы 314
ГЛАВА 4. Аномально ускоренный диффузионный массоперенос в интенсивно деформируемой твердой фазе со структурно фазовыми превращениями 315
Введение 315
4.1. Теория аномально высокой скорости диффузии в металлах при ударных воздействиях 315
4.1.1. Постановка задачи и основные определения 317
4.1.2. Модель механически-индуцированного диффузионного массопереноса при ударных воздействиях 322
4.1.3. Диффузия изотопов в деформируемых материалах 327
4.1.4. Диффузия примеси, подвижность которой превышает подвижность атомов основного элемента 328
4.1.5. Волновой механизм диффузионного массопереноса при ударных воздействиях 328
4.2. Влияние сдвиговых напряжений и структурно-фазового состояния диффузионной зоны на скорость массопереноса 333
4.2.1. Влияние сдвиговых напряжений на процессы диффузии в деформируемых металлах 333
4.2.2. Температурный режим ударного воздействия на металлы 339
4.2.3. Особенности структурно-фазового состояния диффузионной зоны при ударных воздействиях 342
4.3. Механизмы ускорения процессов диффузии при интенсивном пластическом деформировании нанокристаллических структур металлов и сплавов 346
4.3.1. Ускорение диффузии, вызванное процессами нанокристаллизации при пластическом деформировании 347
4.3.2. Ускорение диффузии при деформационных полиморфных превращениях 352
4.4. Вакансионные механизмы роста усталостной трещины 354
Выводы 355
Заключение 356
Литература
- Предел прочности жидкой фазы на разрыв
- Явления КиОХ при существовании первичных очагов локального плавления на внутренних границах твердой фазы
- Полная система уравнений кинетики роста пор при деформировании конденсированной среды
- Модель механически-индуцированного диффузионного массопереноса при ударных воздействиях
Введение к работе
АКТУАЛЬНОСТЬ. Теория структурно-фазовых превращений всегда была тесно связана с теорией прочности твердого тела и ее основной частью -теорией деформаций и разрушений. Преобразование структуры и фазового состава материалов при термообработке автоматически предполагает различного рода атомные перемещения, связанные с изменениями типа симметрии кристаллических решеток, генерированием дефектов, полей внутренних напряжений и т.п. [1]. Известны случаи, когда при структурно-фазовых превращениях наблюдалась макроскопическая пластическая деформация изделий и даже их разрушение. С другой стороны, внешние механические воздействия также способны вызывать многочисленные фазовые переходы, приводить к изменениям фазового и химического состава вещества при фиксированной температуре [1,2].
Несмотря на близость предметов исследования, долгое время эти дисциплины развивались практически независимо друг от друга. В настоящее время физика фазовых превращений, представляет собой широко разветвленную науку об устойчивости и взаимных превращениях материальных тел, различающихся способами упорядочения атомной структуры. Ее достижения широко используются в различных областях физики, химии, биологии и т.п. Однако во многих случаях уровень абстракции используемых теоретических моделей (например, модель идеальной кристаллической решетки, игнорирование дефектной структуры кристаллических материалов и т.п.) до сих пор не соответствует сложности проблем, стоящих перед практическим материаловедением.
Аналогичные тенденции наблюдались и в развитии физики прочности. В первой половине XX века она представляла собой достаточно обособленный раздел физики твердого тела. Ее основу составляли методы, развитые в механике сплошной среды и термодинамике [3].
Большие успехи теории дефектов в раскрытии механизмов пластического деформирования и разрушения твердых тел и достижения, связанные с объяснением целого ряда структурных изменений в материалах при деформировании создавали впечатление об определенной самодостаточности методов физики прочности. Поэтому справедливость ее базовых моделей, базирующихся на теории дефектов, не подвергалась критическому анализу с позиций других физических дисциплин. В частности, в рамках теории прочности практически всегда предполагалось, что структура, химический и фазовый состав твердого тела играют роль некоего вспомогательного постоянного фона, на котором развивались основные процессы развития дефектной подсистемы кристаллов. Такая точка зрения доминировала независимо от того, какой уровень механического воздействия прикладывался к веществу и какого типа дефектные структуры возникали при пластическом деформировании материалов [4]. С течением времени это привело к накоплению достаточно широкого круга противоречий и проблем, находящихся на стыке теории фазовых переходов и теории прочности.
Во второй половине XX века связи обеих теорий заметно укрепились. Этому способствовало открытие процессов мартенситного превращения в сталях и сплавах, явлений сверхпластичности, динамической рекристаллизации, деформационного расслоения твердых растворов и динамического старения [1,2]. К настоящему времени стало очевидно, что структурно-фазовые превращения, протекающие при механическом нагружении и пластическом деформировании вещества, не только в значительной мере расширяют предмет исследований теории фазовых превращений, но также занимают одно из ведущих мест в теории прочности композиционных материалов.
Тем не менее, современное состояние теории фазовых превращений и теории прочности пока нельзя признать удовлетворительным. В первую очередь это касается проблем описания явлений связанных со структурно-фазовыми превращениями в металлах и сплавах протекающими в условиях экстремальных механических воздействий. Такие условия обычно возникают в процессах интенсивного пластического деформирования, ударного нагружения или разрушения материалов.
Высокие механические нагрузки могут нарушать агрегатные равновесия в системе, переводя твердофазный материал в специфические «твердо-жидкие» (SL) состояния, представляющие собой смеси твердой и жидкой фаз. В современной теории прочности методы исследования таких систем развиты недостаточно. В ряде случаев процессы интенсивного деформирования генерируют в материалах неравновесные состояния, при которых структурно-фазовые превращения протекают в критическом режиме. Однако в теории критических явлений эти проблемы практически не рассматриваются. В результате возникает необходимость в совместном рассмотрении ряда задач теории прочности и теории критических явлений.
Физика фазовых превращений и физика прочности материалов являются важными и наиболее востребованными дисциплинами современного естествознания. Их достижения и методы используются в различных отраслях науки и техники. На их основе базируется современное материаловедение, производство орудий труда, бытовых и ювелирных изделий и т.п. Процессы интенсивного пластического деформирования в настоящее время широко применяются в научных разработках и в производстве для синтеза новых материалов с неизвестными ранее структурой и фазовым составом. Все это делает актуальными исследования процессов структурно-фазовых превращений, протекающих в металлах и сплавах при экстремальных механических воздействиях.
Исследование процессов агрегатных превращений при пластическом деформировании и разрушении сталей и сплавов, анализ критических явлений, возникающих при деформировании металлов, исследование особенностей процесса диффузионного массопереноса при структурно-фазовых превращениях и пластическом деформировании металлических систем.
В работе решались следующие ЗАДАЧИ:
-
Построение моделей и математическое описание процессов взаимодействия фрагментов жидкой фазы с деформируемым твердым телом. Физическая интерпретация эффекта Ребиндера, явлений красноломкости и околосолидусной охрупчиваемости сталей и сплавов.
-
Разработка модели конкуренции процессов сверхпластичности и охрупчиваемости в околосолидусной области деформирования сталей и сплавов.
-
Анализ области абсолютно неустойчивых состояний жидкой фазы и твердо-жидких композиционных материалов на основе металлов и сплавов.
-
Анализ вкладов деформационно-индуцированных структурно-фазовых превращений в ускорение диффузионного массопереноса в наноструктурированных металлах и сплавах.
-
Оценка влияния сдвиговых напряжений на интенсивность диффузионного массопереноса в твердой фазе.
-
Разработка моделей пластического деформирования и разрушения наноструктурированных и аморфных материалов.
-
Разработка методов расчета диаграмм равновесных агрегатных состояний металлов и сплавов при растягивающих механических нагрузках.
-
Разработка моделей процесса формирования первичных очагов разрушения при пластическом деформировании и модели процесса формирования поверхности излома при усталостном разрушении металлов и сплавов.
-
Анализ критических состояний сплавов в области спино дальнего распада. Физическая интерпретация процессов хрупко-вязкого перехода, хладноломкости и отпускной хрупкости твердых растворов в металлах.
-
Исследование критических явлений при электрохимическом наводораживании и электролитической коррозии металлов.
-
Проведен анализ нерешенных проблем, находящихся на стыке теории фазовых превращений и критических явлений, теории прочности и теории диффузионного массопереноса.
-
Установлено, что пластическое деформирование и разрушение металлов индуцируют ряд структурно-фазовых превращений, связанных с изменениями агрегатного состояния вещества, распадом твердых растворов и критическими явлениями.
-
Построены модели и определены механизмы деформационно-индуцированных структурно-фазовых превращений в металлах и сплавах.
-
Установлено, что существует широкий круг критических явлений, связанных со специфическими «закритическими» состояниями высокотемпературной фазы расслаивающихся твердых растворов. Определены области «закритических» состояний на диаграммах фазовых состояний.
-
Показано, что на основе теории деформационно-индуцированных структурно-фазовых превращений может быть построена корректная теория разрушения металлов и сплавов.
6. Определены механизмы аномально быстрого диффузионного массопереноса при деформировании металлов. ПРАКТИЧЕСКАЯ ЗНАЧИМОСТЬ
-
Предложенные в работе механизмы и модели пластического деформирования и разрушения жидко-твердых металлических систем могут быть использованы в различных областях цветной и черной металлургии, обработки металлов давлением, в технологии изготовления и конструирования машин и механизмов, работающих при экстремально высоких температурах, для прогнозирования природных и техногенных катастроф, возникающих в условиях высокотемпературных воздействий.
-
Практическое использование моделей и механизмов ускоренного диффузионного массопереноса при механических воздействиях может значительно повысить эффективность применения методов химико-термической обработки металлов и расширить технологические возможности получения различных материалов.
-
Многоуровневая модель процессов пластического деформирования и разрушения нанокристаллических и аморфных материалов открывает практические возможности прогнозирования структурно-фазового состава и механические свойства этих материалов в различных условиях термомеханических воздействий.
-
Модели и механизмы процессов структурно-фазовых превращений и критических явлений, протекающих при зарождении и развитии первичных очагов разрушения в металлах, позволяют значительно расширить круг задач экспериментальных исследований в материаловедении.
-
Предложенные в работе модели вязко-хрупкого перехода, хладноломкости, околосолидусной хрупкости, отпускной хрупкости, красноломкости и водородной хрупкости твердых растворов позволяют глубже понять процессы и механизмы формирования прочностных свойств металлов и сплавов и расширяют возможности использования этих явлений во многих отраслях науки и производства.
-
Модели и механизмы структурно-фазовых превращений и критических явлений при пластическом деформировании и разрушении конденсированных металлических систем, содержащих фрагменты жидких и твердых фаз.
-
Модели и механизмы аномально ускоренных процессов диффузионного массопереноса при механических воздействиях в средах со структурно-фазовыми превращениями.
-
Многоуровневая модель процессов пластического деформирования и разрушения нанокристаллических и аморфных материалов.
-
Модели и механизмы структурно-фазовых превращений и критических явлений при зарождении и развитии очагов разрушения в пластически деформируемых твердофазных металлических системах.
-
Модели и механизмы процессов усталостного разрушения.
-
Модели и механизмы критических явлений в расслаивающихся твердых растворах.
7. Модели и механизмы вязко-хрупкого перехода, хладноломкости и отпускной хрупкости сталей и сплавов, а также и водородной хрупкости нанокристаллических систем на основе железа при электрохимической коррозии.
ЛИЧНЫЙ ВКЛАД АВТОРА заключается в формулировке проблем, постановке цели и задач исследования, в разработке моделей и механизмов исследуемых процессов, в разработке теоретических методов решения поставленных задач, в получении и интерпретации основных результатов, в формулировке основных выводов.
АПРОБАЦИЯ РАБОТЫ. Результаты работы докладывались и обсуждались на следующих Российских и Международных конференциях и семинарах: Всесоюз. симп. «Повышение износостойкости деталей машин обработкой концентрированными источниками энергии», Звенигород, 1985; Всесоюз. конф. «Современные методы исследования в металловедении», Устинов, 1985; 1, 2, 3, 4, 5 Рос. универ.-акад. науч.-практ. конф., Ижевск, 1993, 1995,1997,1999,2001; 14,15 Междун. конф. «Физика прочности и пластичности материалов», Самара, 1995, Тольятти, 2003; 1, 2, 3 Междун. конф. «Микромеханизмы пластичности, разрушения и сопутствующих явлений», Тамбов, 1996, 2000, 2003; 11 зимняя школа по механике сплошных сред, Пермь, 1997; 4 Междун. сем. «Структурные основы модификации материалов методами нетрадиционных технологий», Обнинск, 1997; Всерос. конф. «Применение ядерно-физических методов в магнетизме и материаловедении», Ижевск, 1998; Intern. Confer, on Colloid Chemistry and Physical-Chemical Mechanics, Moskow, 1998; 14 Уральская школа металловедов-термистов «Фундаментальные основы физического металловедения перспективных материалов», Ижевск, 1998; 33, 35, 36, 38 сем., 44 конф. «Актуальные проблемы прочности», Новгород, 1997, Псков, 1999, Витебск (Беларусь), 2000, 2004; Вологда, 2005; 4, 5, 6 Междун. симп. «Современные проблемы прочности», Старая Русса, 2000, 2002, 2003; Intern. Sem. «Scaning probe microscopy», Nizhny Novgorod, 2001, 2002; Intern. Confer. Fundamental Bases of Mechanochemical Technologies, Novosibirsk, 2001; 6 Междун. школа-сем. «Эволюция дефектных структур в конденсированных средах. Компьютерное моделирование» Барнаул, 2002; 9 Междун. сем. «Дислокационная структура и механические свойства металлов и сплавов» Екатеринбург, 2002; Всерос. конф. «Дефекты структуры и прочность кристаллов», Черноголовка, 2002; Междун. зимняя школа по теорет. физике «Коуровка-2002», Кунгур, 2002; Russia-China Seminar "Fundamental problems and modern technologies of material science" Barnaul, 2002; Intern. Confer, on Mechanochemistry and Mechanical Alloying., Braunshweig (Germany), 2003; 27 Междун. конф. «Актуальные проблемы прочности», Калуга, 2004; 3 Междун. конф. «Фазовые превращения и прочность кристаллов», Черноголовка, 2004; 7 Всерос. конф. «Физико-химия ультрадисперсных (нано-) систем», Ершово. Московская обл., 2005; 5 Междун. конф. по механохимии и механическому сплавлению "INCOME 2006", Новосибирск, 2006; 1 Междун. конф. «Деформация и разрушение материалов», Москва, 2006; 2 Всерос. конф. по наноматериалам «НАНО-2007», 4 Рос.-Белорус. междун. сем.
«Наноструктурные материалы-2007», Новосибирск, 2007; 4 Всерос. конф. «Необратимые процессы в природе и технике», Москва, 2007; 5 Междун. научная конф. «Прочность и разрушение материалов и конструкций», Оренбург, 2008; 1 Междун. Междисциплинарный симп. «Физика низкоразмерных систем и поверхностей» Ростов-на-Дону, 2008; 11 Междун. конф. «Дислокационная структура и механические свойства металлов и сплавов», Екатеринбург, 2008; 5 Междун. междисциплинарный симп. "Прикладная синергетика в нанотехнологиях", 2008; 1, 2 Междун. междисциплинарный симп. «Плавление и кристаллизация металлов и оксидов», Ростов-на-Дону, 2007, 2009; 9, 10, 11, 12 Междун. симп. «Фазовые превращения в минералах и сплавах», Ростов-на-Дону, 2006, 2007, 2008, 2009.
Исследования по тематике диссертационной работы проводились в рамках
тем научно-исследовательских работ ФТИ УрО РАН: № госрег. 01.9.40
003587 «Структура и магнитные свойства неравновесных
механоактивированных сплавов на основе железа с sp-элементами», № госрег.
01.9.90 002477 «Исследование процессов локальной адсорбции молекул на
поверхности металлов при формировании функциональных ультратонких
органических слоев», № госрег. 01.9.90 002472 «Исследование
микроскопических механизмов и кинетики образования метастабильных фаз и нанокристаллических разупорядоченных структур на основе железа при механическом сплавлении», № госрег. 0120.0 603319 «Исследование процессов межфазных взаимодействий при формировании наноструктурных композиционных материалов», № госрег. 01.2. 003 05811 «Структура, фазовый состав, межфазные взаимодействия и физико-химические свойства наносистем на основе Fe и sp-элементов при деформационных и термических воздействиях»; по грантам РФФИ 03-03-32081, 04-03-96023, 07-03-96006, 07-03-960011, по программам Президиума РАН 2004-2005 гг., 2006-2007 гг., 2009-2011 гг.
СТРУКТУРА И ОБЪЕМ ДИССЕРТАЦИИ
Предел прочности жидкой фазы на разрыв
Высокие значения растягивающих механических нагрузок наряду со значительным понижением температур фазовых переходов могут вызвать в твердой фазе ряд критических явлений. Из общих физических соображений ясно, что для любого материала существует определенное значение величины внешней растягивающей силы, выше которой кристаллическая структура становится абсолютно неустойчивой. Это значение близко к пределу теоретической прочности [52]. Вблизи этого предела кристаллическая структура материала перестает существовать и разрушается практически мгновенно.
Для примера, рассмотрим вариант потери устойчивости кристаллической решетки при высоких гидростатических растягивающих напряжениях. При давлении р и абсолютной. температуре Т величина плотности равновесных вакансий определяется выражением [52, 105,106]: си = е в+Р»)/кт /(1 - е-( + )/«-). (2) Здесь s — энергия образования вакансии, о — объем вакансии, к — постоянная Больцмана. Из этой формулы видно, что при критическом давлении pc=-slv (3) концентрация вакансий становится бесконечно большой для любого значения температуры Т вплоть до абсолютного нуля. Полагая для железа и сталей є & 2.2-10" 19Дж («1.4 эВ), и « 10 "29 м3, получим рс -2.2-1010 Па. В сталях эта нагрузка легко может быть создана под вершиной плоского скопления из (20-4-0) краевых дислокаций при запирающем напряжении, близком к макроскопическому пределу разрушения таких материалов ув »(5-Ч5)-10 Па. Такой же величины может достигать гидростатическая нагрузка вблизи деформационных разрывов стенок из краевых дислокаций, в местах столкновения дислокационных скоплений, движущихся навстречу друг другу в пересекающихся или параллельных плоскостях скольжения и т.п. [27, 42, 44-48].
Очевидно, что задолго до достижения давлением р своего критического значения р0 кристаллическая решетка становится абсолютно неустойчивой к сохранению дальнего порядка. Действительно, вакансии всегда увеличивают свободный объем материала, а в твердой фазе эта величина не может быть слишком большой. Хорошо известно, что при значениях 0.01 cv 0.1 величина свободного объема в конденсированном веществе уже соответствует жидкому состоянию, а при со 0.1 свободный объем тела становится настолько большим, что вещество может существовать только в газообразном виде [95-99]. При критическом же давлении рс и вблизи него величина cv — со, а величина свободного объема оказывается неизмеримо больше суммарного объема всех атомов: Таким образом, не только кристаллическая решетка, но и конденсированное состояние вещества уже не могут существовать в некоторой области давлений, превышающих критическое значение рс.
Важным для рассматриваемой проблемы является то, что плотность большинства жидких фаз в критической точке Тс примерно в два раза ниже плотности жидкости при, нормальных условиях [52]. Это означает, что при плотности вакансий cv« 0.5 свободный объем вещества будет сравним со свободным объемом его агрегатных состояний, достигаемых в критической точке. Более того, как следует из формулы (2), подобные состояния вещества оказываются возможными в любом другом интервале температур, расположенном ниже Тс и даже вблизи абсолютного нуля.
Рассмотренный пример указывает на реальную достижимость области абсолютной потери устойчивости деформируемой кристаллической решетки как структуры, обладающей дальним порядком. Однако, область критических состояний при деформировании твердой фазы в реальности значительно шире. Критические явления могут быть связаны не только с полным разрушением дальнего порядка в кристаллических решетках, но и с преобразованиями симметрии решеток или их отдельных фрагментов. Например, экспериментально обнаружено, что при пластическом деформировании могут протекать явления деформационного старения твердых растворов [1]. Они связаны с процессами распада (расслоения) растворов на смесь различных фаз. Из теории фазовых превращений известно, что при определенных условиях процесс расслоения может трансформироваться в спинодальный распад [6, 7, 107, 108]. Это явление интерпретируется как переход твердого раствора из области метастабильных состояний высокотемпературной фазы в область абсолютно неустойчивых ее состояний. Спинодальный распад обнаружен у большого количества сталей и сплавов [107]. Таким образом, совокупность критических явлений, сопровождающих процессы пластического деформирования металлов оказываются достаточно широкой, и эксперименты подтверждают это.
Известно например, что при плавных изменениях внешних условий физические свойства некоторых сталей и сплавов могут резко и существенно изменяться. Если эти изменения относятся к величине разрушающего напряжения и пластическим свойствам материала, вызывающее их явление принято называть вязко-хрупким переходом [1, 44, 61]. Такие переходы возникают во многих металлических системах при различных температурах. Одной из отличительных особенностей вязко-хрупкого перехода является аномально широкий разброс экспериментальных данных в окрестности температуры перехода [44]. В теории прочности твердого тела нет физически обоснованных концепций, позволяющих объяснить на атомарном уровне явления, связанные с резкими изменениями прочностных свойств материалов и аномальным разбросом экспериментальных данных. Действительно, основной этап предварительной подготовки процесса разрушения в теории прочности интерпретируется как постепенное накопление структурных повреждений кристаллической решетки под действием внешней силы [39, 46, 109]. Однако, если отвлечься от всегда имеющей место плавной эволюции дефектной структуры в процессе деформирования, резкие изменения прочностных свойств материала при вязко-хрупком переходе можно связать с критическими явлениями, вызванными действием внешних механических напряжений. Обоснование этого предположения состоит в следующем.
Известно, что фазовые превращения могут существенно изменять структуру вещества и, следовательно, приводить к значительным изменениям его структурно чувствительных свойств. Однако, не все эти превращения могут обеспечить резкое изменение свойств материала. Фазовые переходы 1-го рода обладают достаточно плавной кинетикой и характеризуются широкой областью превращений при изменении внешних условий. Это связано с возможными эффектами переохлаждения и перегрева фаз [83]. Наиболее резкие изменения свойств материалов происходят при фазовых переходах П-го рода и критических явлениях. Эти явления характеризуются отсутствием метастабшгьных состояний и всегда протекают глобально во всем объеме и только в момент пересечения фазой границ области своего существования [2-8, 83]. Важной особенностью этих явлений являются аномально большие флуктуации термодинамических параметров материала. Такие флуктуации возникают в системе задолго до пересечения границ области абсолютно неустойчивых состояний и аномально возрастают вблизи этих границ [2-8, 83, 110-117]. Это означает, что при измерении механических характеристик материалов вблизи области абсолютной неустойчивости кристаллической решетки, разброс экспериментальных точек будет аномально широк из-за флуктуации термодинамических параметров вещества. Таким образом, привлечение методов теории критических явлений к решению проблемных задач теории прочности могло бы оказаться не только полезным, но и необходимым. Однако, в современной теории прочности, возможность возникновения критических явлений при деформировании материалов обычно не рассматривается, несмотря на то, что особенности поведения металлов и сплавов при вязко-хрупком переходе известны давно и ясно указывают на критический характер этого перехода [1, 42, 44, 45, 61].
Явления КиОХ при существовании первичных очагов локального плавления на внутренних границах твердой фазы
При небольших скоростях деформирования жидкая фаза не имеет ни предела текучести, ни предела прочности на сдвиг, поскольку обладает хорошей текучестью. Поэтому для случаев деформирования металлов сдвиговой нагрузкой в твердо-жидком состоянии имеет смысл оценить интервал возможных значений предела текучести материала в целом.
Предварительно отметим следующие важные для дальнейшего обстоятельства. Во-первых, расплав всегда является поверхностно-активной жидкостью по отношению к собственной твердой фазе, поэтому образующиеся при локальном плавлении фрагменты жидкой фазы всегда хорошо смачивают окружающую их твердую фазу. Во-вторых, при локальном плавлении в объеме материала поверхность твердой фазы, ограничивающая расплав, имеет идеальный контакт с жидкой фазой. Это означает, что в области упругих нагрузок условия деформирования обеих фаз практически совпадают с условиями описанного выше опыта по схеме 1.5. В-третьих, из-за того, что обе фазы должны непосредственно контактировать друг с другом процесс пластического деформирования может привести к существенным изменениям объемы и формы выделений жидкой фазы. В этом случае условия деформирования по идеальной схеме 1.5 будут нарушены. Поэтому проведенные ниже оценки прочностных свойств смесей из твердых и жидких фаз ограничены требованием существенной малости величины пластической деформации твердой фазы.
На рис. 1.2 и 1.3 показаны несколько возможных вариантов упаковки фрагментов жидкой и твердой фаз в твердо-жидком состоянии материала. Материал, структура которого изображенная на рис. 1.2а и 1.3а состоит из плоско-параллельных пластин твердой фазы, между этими пластинами расположены тонкие слои жидкого расплава. В зависимости от толщины жидких слоев и того, как к материалу приложено внешнее напряжение, значения его предела текучести могут существенно различаться.
Если к материалу приложена растягивающая нагрузка в перпендикулярном к плоскости пластин направлении, оказываются возможны несколько вариантов развития процесса пластического деформирования. Допустим, что выполнены условия: R 2yl rT и a 2ylR. (1.15 Здесь OY — предел текучести твердой фазы, а — внешнее растягивающее напряжение, 2R - толщина жидкого слоя. Эти условия означают, что толщина жидких слоев столь велика, что внешняя нагрузка приводит к простому утолщению слоев без деформирования твердой фазы. Капиллярные силы в этом случае не могут противостоять внешней нагрузке, и материал распадается на отдельные пластины твердой фазы (рис. 1.2в). Исходя их условий (1.15) оценить толщину слоев жидкой фазы для сталей. Положим аг-ов= 107Па, получим 2Д 4-10"7м.
Таким образом, при выполнении условий (1.15) и растяжении металла в твердо-жидком состоянии в направлении, перпендикулярном плоскостям пластин, предел текучести отсутствует - до разрыва жидких слоев материал ведет себя как упруго-вязкая среда, не имеющая порогового напряжения деформирования. При выполнении условия R 2ylaT (1.16) реологическое поведение материала существенно изменяется. Условие (1.16) означает, что капиллярные силы на границах жидкости столь велики, что не позволяют внешней нагрузке увеличивать толщину жидких слоев. Одновременно с этим, возникающее в жидкости растягивающее давление передает растягивающее усилие на пластины, генерируя в них механическое напряжение, превышающее предел текучести твердой фазы. В пластинах начнется пластическое течение, в результате которого их толщина будет увеличиваться (рис. 1.26). На этом этапе материал ведет себя как упруго-пластическое тело. Поскольку при пластической деформации объем твердой фазы не меняется, толщина жидких слоев между пластинами будет увеличиваться пропорционально увеличению толщины пластин (рис. 1.26). Поэтому далее процессы пластического деформирования материала и утолщения слоев жидкой фазы будут протекать параллельно. На этом этапе материал будет вести себя как упруго-вязко-пластическое тело. Такое поведение будет продолжаться до тех пор, пока радиус кривизны на торцах жидкой фазы не вырастет до значений, при которых условие (1.16) окажется нарушенным. После этого процесс деформирования возвращается к случаю описываемому условиями (1.15) и схемой на рис. 1.2в.
В случае, когда деформирующее сдвиговое напряжение приложено параллельно пластинам (рис. 1.3а), происходит проскальзывание твердых пластин относительно друг друга. Жидкая фаза перераспределяется между пластинами, и материал снова ведет себя как вязко-упругое тело. Предел текучести в этом случае снова равен нулю, а величина максимальной деформации практически неограниченна.
Принципиально иной вариант структуры твердо-жидкого состояния показан на-рис. 1.36. В этом случае даже чисто сдвиговая нагрузка не может привести к свободному проскальзыванию фрагментов твердой фазы относительно друг друга. Материал, обладающий такой структурой, практически во всех случаях ведет себя как упруго-вязко-пластическое тело.
Приведенные выше примеры показывают, что предел текучести металлов в твердо-жидком состоянии существенно зависит от структуры и морфологии выделений обеих фаз. Очевидно, что структура реального твердо-жидкого состояния металлов и сплавов может быть соответствующим образом скомпонована из фрагментов, представленных на рис. 1.2 и 1.3. Это дает возможность оценить область значений предела текучести. Действительно, в тех фрагментах, в которых толщина слоя жидкой фазы достаточно велика или деформация идет сдвигом вдоль жидких слоев, твердая фаза не деформируется, и материал имеет предел текучести равный нулю. В тех же фрагментах, где слои жидкой фазы слишком тонкие, деформируется в основном твердая фаза, и предел текучести материала приближается к пределу текучести твердой фазы. Это означает, что среднее по объему значение предела текучести металла в твердо-жидком состоянии должно лежать между нулем и пределом текучести твердой фазы.
Подведем итог исследованию механических свойств металлов в твердо-жидком состоянии в области предельно малых упруго-пластических деформаций. Выше было показано, что в идеальных условиях прочностные свойства на разрыв у жидкой фазы намного выше, чем у твердого металла. К тому же расплав всегда понижает предел текучести металла в твердо-жидком состоянии. Отсюда можно было бы сделать вывод, что при появлении жидкой фазы пластические свойства твердо-жидких смесей в целом должны были бы улучшаться. Однако экспериментальные данные свидетельствуют об обратном: в большинстве зарегистрированных случаев металлы и сплавы в твердо-жидком состоянии обладают повышенной хрупкостью и разрушаются даже в области упругого деформирования.
В связи с этим противоречием обратим внимание на то, что во всех рассмотренных в этом параграфе случаях механические свойства обеих фаз оценивались отдельно друг от друга. Так, в схеме, показанной на рис. 1.5, твердая и жидкая фазы были намеренно разделены недеформируемым поршнем, что исключало прямой контакт между фазами. В примерах, приведенных на рис. 1.2 и 1.3, контактное взаимодействие между фазами при развитии пластической деформации также не анализировалось.
Полная система уравнений кинетики роста пор при деформировании конденсированной среды
В пункте 1.2.2 было исследовано напряженное состояние металла, содержащего тонкий. слой жидкой фазы, непосредственно контактирующей с жидкостью, расположенной на свободной внешней границе материала (рис. 1.7). Как правило, в этих случаях жидкая фаза представляет собой расплав другого металла, инородного по отношению к основному металлу, содержащему жидкую фазу на межкристаллитных границах. В результате возникают дополнительные явления, сопровождающие процесс растекания жидкого слоя. Исследование этих явлений будет проведено в этом параграфе.
Для определенности будем считать инородную жидкую фазу сильным поверхностно-активным веществом. В этом случае расплав будет проникать с внешней поверхности в объем основного металла по межкристаллитным границам, поскольку при этом становится возможным значительное понижение свободной энергии системы в целом. Предполагается также, что температура плавления основного металла значительно превышает температуру плавления инородного металла, следовательно, в общем случае расплав должен представлять собой эвтектику, содержащую атомы обоих металлов. На практике часто встречается случай, когда вещество жидкой фазы практически не растворяется в основном металле, а растворение основного металла в жидкой фазе в значительной степени ограничено [157, 158]. В этом случае возможны несколько вариантов проникновения инородного расплава в объем основного металла. Их реализация существенно зависит от условий деформирования материала.
В первом варианте осуществляется следующий механизм проникновения. При соприкосновении с инородной жидкой фазой атомы основного элемента кристаллической решетки, расположенные в точке пересечения межкристаллитной и межфазной границ (рис. 1.7), могут переходить в жидкий эвтектический раствор. В результате, вблизи острия жидкого слоя концентрация атомов основного металла в эвтектике становится немного выше равновесной. Это вызовет процесс диффузионного массопереноса атомов основного металла к боковым межфазным поверхностям жидкого слов и последующее наращивание твердой фазы на этих поверхностях за счет осаждение на них атомов основного металла. Процесс наращивания будет приводить к уменьшению толщины слоя вплоть до предельно малых значений (порядка (3+4) межатомных расстояния). После этого уменьшение толщины слоя становится затруднительным из-за возникновения расклинивающего давления в жидкой фазе [52, 54, 167]. Отсутствие у жидкого слоя выхода на свободную поверхность создало бы. условия для того, чтобы расклинивающее давление не смогло более препятствовать уменьшению толщины слоя. В принципе это могло бы привести к полному исчезновению слоя и переходу атомов поверхностно-активного вещества в сегрегации на межкристаллитных границах. Однако, если у слоя есть выход на свободную поверхность, атомы основного металла будут переноситься и осаждаться именно на этой поверхности. В результате предельно тонкий слой поверхностно-активного расплава будет проникать по межкристаллитньгм границам за счет роста твердой фазы на внешней поверхности основного металла.
Для оценки скорости процесса растекания в этом варианте необходимо сравнить химические потенциалы атомов основного металла в жидкой и твердой фазах при наложении внешнего напряжения.
При отсутствии нагрузки химические потенциалы атомов основного элемента в жидкой и твердой фазах равны: л(рД)=йМ- (1-194) Отсюда и из формулы (1.98) следует, что разность химических потенциалов атомов основного элемента этих фаз на малой оси эллипса (в точке 1) равна нулю: Д///1Л =п(р0,Т0)-М,(рл,То)=0 (1-195) На большой оси эллипса в точке 2, лежащей на контуре А .2(РоЛ)=-П.А2+ИГ1п- . (1.196) Здесь А и Ао - активности атомов основного металла в жидкой фазе при приложении нагрузки и без нее соответственно. Термодинамический потенциал всей системы запишем в следующем виде: G = Mp0,T)Nl+ft(Po,T)Nl + lfis(pa,T)ns J s,T)dV + yslSl+rbSb (1.197) v, Здесь JU, и Ni - химический потенциал и число атомов основного элемента жидкой фазы соответственно, jut и JV/ - химический потенциал и число атомов основного элемента металла в жидкой фазе, nsvips — плотность атомов и давление в твердой фазе.
Поскольку механизм растекания инородной жидкой фазы по межфазным границам твердого тела состоит в диффузионном переносе атомов основного элемента металла с межкристаллитной границы на внешнюю поверхность через жидкую фазу, можно считать, что этот перенос не является лимитирующим звеном процесса растекания. В этом случае кинетические уравнения растекания сохраняются в прежнем виде (см. п.п. 1.3.1, 1.3.2) с учетом того, что общий объем жидкой фазы не изменяется.
Отсюда следует, что для оценки скорости растекания следует рассчитать производные dG в направлении главных осей эллипса. Для малой оси получим 3N, fdG гМЪ Г,„ 4а 1п- -П. (1.198) Щ 7Ш2 [ Ъ Для большой оси эллипса \ =-Я,Л!+тп4+ (2/,,-гЛ+ (з-21п 1 (1.199) \KdNlJ2 AQ ло па \ b J Поскольку механизм растекания не приводит к повышению концентрации атомов металла в жидкой фазе в (1.199) можно положить Л 4 . (1.200) Пренебрегая в (1.199) малыми слагаемыми порядка Ь/а, с учетом (1.200) получим
Модель механически-индуцированного диффузионного массопереноса при ударных воздействиях
Здесь pd- скалярная плотность макродислокаций. При достаточно малых скоростях деформирования и соответствующих значениях радиуса R соотношение (1.273) при подстановке в него формулы (1.304) принимает вид: ст = р-єт, (1.308) где Р - постоянная, не зависящая от тензора скорости деформации и от тензора деформации, от = 0.5 - показатель степенной зависимости напряжения пластического течения от скорости деформирования. Известно, что металлы и сплавы можно перевести в состояние сверхпластичности только в том случае если для них зависимость (1.308) характеризуется показателем степени т 0.3 [42, 50, 57, 176]. Таким образом, поликристаллические системы с полностью оплавленными межкристаллитными и межфазными границами при достаточно малых размерах поликристаллитов и не слишком высоких скоростях деформирования естественным образом склонны к переходу в режим сверхпластичности.
Если при достаточно высоких скоростях деформирования плотность жидкой фазы в ядре макродислокаций станет равной плотности кавитирующей жидкости [52, 86, 87], произойдет хрупкое разрушение образца. Условия разрушения определим следующим образом. Формулы (290), (295) позволяют определить максимальное растягивающее напряжение в жидкой фазе расположенной в ядре дислокации і 2/? У2и (1.309) Р = Р0+\п [Ър яа ) Это давление отрицательно. Поэтому выполнение условия Р0-Р -, (1.310) где ysur - поверхностное натяжение жидкой фазы на границе с паром и гс - радиус критического зародыша, может вызвать процесс образования в объеме жидкой фазы пузырьков пара критического размера. Рост этих пузырьков неизбежно приведет к зарождению микротрещины в пространстве между слоями шаров А и В. При дальнейшем деформировании среды макродислокации могут собираться в достаточно большие скопления, в которых расстояния между макродислокациями будут достаточны для слияния отдельных микротрещин в большую магистральную трещину. В этом случае будут созданы все условия для полного разрушения материала. Неравенства (1.274) и (1.310) определяют область параметров деформирования (R,vd,T и т.п.), в которой возможно хрупкое разрушение поликристаллов с оплавленными границами.
Рассмотренные выше варианты механического поведения поликристаллической системы с полностью оплавленными внутренними границами, по-видимому, могут быть реализованы в металлах со средним и мелким размерами зерен: 10"7м 7? 10"5 м. const II. Kfn « ——; т 0. Выполнение этого условия означает, что перемещение жидкости в R порах осуществляется главным образом за счет диффузии (это возможно, если толщина жидких пленок сравнима с атомарными размерами [167]). В этом случае основные закономерности поведения поликристаллов качественно остаются теми же, что и описанные в I, однако количественная разница в их реализации может быть значительна. Как один из примеров осуществления рассматриваемого здесь случая можно привести системы с мелким зерном і? 10 7м, включая металлические наноматериалы, металлокерамики и аморфные материалы со структурой кластерного типа. Разумеется, что в подобных условиях жидкую фазу уже нельзя рассматривать как классическую вязкую жидкость, а скорее как особое жидкоподобное состояние материала вблизи границ между кристаллитами, фазами или кластерами. III. Кfr] Физически это соответствует условиям полного (или почти полного) прилипания молекул жидкости к твердым стенкам пористых каналов. В этом случае поведение материалов меняется качественно в иную сторону по сравнению с пунктами I и II. По-видимому, такое поведение может быть реализовано для достаточно сильно проплавленных границ крупнозернистых (і? 104м) металлов или в грунтах. Поскольку этот случай представляется менее всего интересным, детальное обсуждение его проводить не будем.
В заключение этого пункта отметим следующее.
1. Оплавление межзеренных границ поликристаллов или переход их в жидко-подобное состояние при высоких температурах не всегда безусловно приводит к охрупчиванию, как это традиционно предполагалось ранее [103, 104, 133-158].
2. При высоких температурах возможны различные варианты пластического поведения поликристаллов, связанные с особенностями зависимости величины G от R, Т и о /.
3. Условие применимости модели макродислокаций к описанию высокотемпературной пластичности поликристаллов, задаваемое неравенством (1.274), для случаев і? 10"5м. сводятся к критерию (1.310). Это легко получить, если заметить, что практически для всех материалов тге «К,. Отсюда и из проведенного ранее обсуждения следует, что модель макродислокаций с учетом формул (1.273), (1.304) может быть использована для оценки предела текучести поликристаллов.
Целью этой части работы является исследование механизмов пластического деформирования и разрушения наноструктурированных металлов на основе разработанной выше модели макродислокаций. Поскольку метод механохимического синтеза является одним из основных методов получения наноструктурированных металлов и сплавов, существенно использующим интенсивное пластическое деформирование металлических систем, дальнейшее рассмотрение будет сосредоточено на определенном круге проблем, связанных с этим методом.
Разработка модели механохимического синтеза, согласующейся с известными экспериментальными данными, является актуальной и весьма сложной проблемой современного материаловедения. Основная трудность состоит в том, что кинетика механосинтеза определяется конкуренцией значительного числа разнообразных процессов, влияние которых заметно меняется во времени. Это означает, что развитие механосинтеза нельзя описать средними по всему процессу параметрами или постулируя один тип кинетики деформирования (диффузионная ползучесть, либо дислокационное скольжение и т.п.). Попытки одностороннего рассмотрения такого сложного явления неизбежно приводят к существенным противоречиям с экспериментом. Не случайно в настоящее время не существует единой точки зрения на развитие процесса механосинтеза во времени.
Механосинтез протекает в результате интенсивного пластического деформирования смесей твердых реагентов. Один из них, как правило, является металлом, который в процессе механосинтеза приобретает нанокристаллическую структуру. Другие реагенты служат источниками примеси или легирующего элемента, которыми насыщается структура основного компонента в процессе механосплавления. Основным процессом, инициирующим механосплавление, является пластическое деформирование насьпценного примесями металла.
На сегодняшний день экспериментально установлен и теоретически обоснован факт, что любая необратимая деформация металла может складываться из нескольких источников, которыми являются дислокационное скольжение, двойникование, межзеренное скольжение, диффузия и деформирование за счет структурно-фазовых превращений [1, 40, 42, 61, 68, 162, 179-200]. В зависимости от условий тот или иной вид пластического деформирования может превалировать, что часто позволяет говорить о каждом из них в отдельности, однако в действительности они все вместе определяют процесс деформирования в целом.
