Содержание к диссертации
Введение
ГЛАВА І. Деформация металлов
1.1. Пластическая деформация в режиме ползучести 10
1.2. Структурная сверхпластичность 18
ШАВА 2. Элементы ультразвуковой техники и влияние ультразвуковых колебаний на структуру и свойства твердых тел
2.1. Распространение ультразвука в твердых телах и методы получения ультразвуковых колебаний » 27
2.2. Изменение дислокационной структуры твердых тел под воздействием ультразвука 34
2.3. Влияние ультразвука на концентрацию точечных дефектов в твердых телах 39
2.4. Плаатическая деформация в поле ультразвука 42
ГЛАВА 3. Аппаратура и методика исследования
3.1. Аппаратура для исследования ползучести в поле ультразвука 55
3.2. Методика приготовления образцов 62
3.2. Методика структурных исследований, измерения активационных параметров и внутреннего трения 63
ГЛАВА 4. Пластическая деформация моно- и поликристаллов алюминия и его сплавов в поле ультразвука
4.1. Полззгчесть моно- и поликристаллов алюминия в поле ультразвука 68
4.2. Высокотемпературная деформация сверхпластичных сплавов в поле ультразвука 85
ГЛАВА 5. Амплитудная зависимость изменения скорости ползучести и внутреннего трения алкшния и его смавов от ультразвукового напряжения
5.1. Ползучесть алюминия и его сплавов в поле УЗК различной амплитуды 100
5.2. Амплитудная зависимость величины внутреннего трения от ультразвукового напряжения 114
ГЛАВА 6. Изменение структуры кристаллов при деформации в поле ультразвука 120
Глава 7. Модельные влияния ультразвука
На. Ползучесть 135
Заключение... 152
Литература
- Структурная сверхпластичность
- Влияние ультразвука на концентрацию точечных дефектов в твердых телах
- Методика структурных исследований, измерения активационных параметров и внутреннего трения
- Высокотемпературная деформация сверхпластичных сплавов в поле ультразвука
Введение к работе
Актуальность темы. Прогрессивным направлением в обработке материалов является использование мощных направленных потоков энергии , к которым относятся акустические колебания значительной интенсивности в области ультразвуковых частот. Ультразвук применяется в металлургии и микроэлектронике, в дефектоскопии и гидролокации, с помощью ультрозвуковых волн получают информацию о процессах проходящих в твердом теле как на макро-, так и на микроуровнях. Воздействие ультразвука на структуру кристаллических материалов приводит к изменению в желаемом направлении структуры и всего комплекса структурно-чуствительных свойств материала.
Активное воздействие ультразвука на вещество, приводящее к необратимым изменениям в нем, или воздействие ультразвуковых колебаний на физические процессы, влияющие на их ход, обусловлено в большинстве случаев нелинейными эффектами в звуковом поле.
Одним из нелинейных эффектов, связанных с ультразвуковым облучением твердых тел, является уменьшение напряжения течения необходимого для начала пластической деформации или увеличение скорости деформации в процессе ползучести. Значительный интерес в исследовании этого явления как в экспериментальном, так и в теоретическом плане обусловлен не только новыми технологическими возможностями, но и тем, что в реальных условиях многие элементы конструкций и машин работают под дест-
виєм статических и вибрационных нагрузок.
Имеется большое количество публикаций как отечественных, так и зарубежных посвященных этому вопросу, однако трактовка многих явлений, связанных с воздействием ультразвуковых нап^ ряжений на металлы, часто весьма неоднозначна. Механизм воз*-- действия ультразвука на физические процессы, происходящие в твердом теле, при повышенных температурах и значительных статических напряжениях (например такик как влияние ультразвука на сверхпластическую деформацию и степенную ползучесть), еще недостаточно изучены; практически отсутствуют систематические исследования в изменении дислокационной структуры под действием статических и ультразвуковых напряжений при повышенных температурах; существующие модели по влиянию ультразвука на прцессы деформирования получены при существенных ограничениях как по величине ультразвуковых напряжений, так и по изменению дефектной структуры.
Целью -работы является исследование влияния ультразвуковых колебаний большой интенсивности на установившуюся ползучесть с различными контролирующими механизмами процесса деформирования, для чего решались следующие задачи:
Изучение влияния ультразвуковых колебаний на: а) степенную ползучесть, контролируемую переползанием дислокаций, в области температур (0,6-0,9) ТШ[ ; б) ползучесть при умеренных температурах (0,4-0,5) Тдд. , контролируемую поперечным скольжением и (или) пересечением дислокаций; в) ползучесть в режиме сверхпластической деформации (СЦЦ), контролируемую переползанием дислокаций в границе зерна и (или) приграничной области.
Исследование влияния ультразвука на ползучесть в зависимости от исходного размера зерна образцов (диаметр зерна
- 6 ~
варьировался от 0,75 мкм до 2000 мкм).
Изучение характера изменения дислокационной структуры образцов в зависимости от параметров деформирования,
Исследование зависимости внутреннего трения от статических и ультразвуковых напряжений в широком диапазоне температур.
Изучение влияния ультразвука на активационные параметры при различных контролирующих механизмах ползучести,
Проведение оценок влияния ультразвуковых колебаний на скорость установившейся ползучести, исходя из известных модельных представлений, с учетом изменения концентрации точечных дефектов, плотности дислокаций и увеличения вероятности термоактишрованного преодоления барьеров в зависимости
от ультразвуковых и статических напряжений и температуры испытаний,
В качестве объектов исследования использовались моно- и поликристаллы алюминия и сплавы № ~4$ вес, Се , М -ЧЪ% ^
и Л^-96^/7 .
Научная новизна. Впервые обнаружены две области измене-нения скорости -' ._ ..< ползучести от амплитуды ультразвука - линейной и нелинейной, переход из одной в другую зависит от статического напряжения, температуры испытаний, контролирующего механизма и ультразвукового напряжения.
Установлено, что изменение скорости ползучести под действием ультразвукового напряжения для деформации А? больше, а для СЩ сплавов меньше чем от равного ему статического напряжения.
Показано, что активационные параметры установившейся ползучести зависят от ультразвукового напряжения и уменьшаются с увеличением амплитуды ультразвука. Эффективная энергия ак-
- 7 -тивации СЦЦ сплавов не зависни от амплитуды ультразвука.
Установлено, что деформация в поле ультразвука приводит к уменьшению характерного размера субструктуры, развивающейся в процессе ползучести»
Обнаружено увеличение влияния ультразвука на скорость ползучести с ростом размера зерна сплавов в режиме сверхпластической деформации.
Получены соотношения, описывающие функциональную зависимость скорости установившейся ползучести от параметров ультразвука.
Практическая ценность. Полученные результаты могут быть использованы для развития понимания пластической деформации в поле ультразвука. В работе показано увеличение скорости деформации алюминия при умеренных температурах более чем на два порядка, без ухудшения его пластических свойств, что может быть использовано для интенсиіикации технологических процессов обработки алюминия и его сплавов. Результаты работы по изучению зависимости деформациишеталлов от статических и динамических напряжений представляют интерес с точки зрения прогнозирования поведения материалов и конструкций в условиях повышенных температур и вибрационных нагрузок.
Основные положения, выносимые на защиту:
Совокупность экспериментальных данных о закономерностях установившейся ползучести алюминия и сверхпластичных сплавов А? - 4 % Qe , № - 78 %in и М - 96 %2п в поле ультразвука.
Обнаруженное увеличение скорости ползучести алюминия под действием ультразвукового напряжения по сравнению4с равным ему статическим напряжением. Для сверхпластичных сплавов наблюдается обратный эффект, вследствие преимущественного влия-
- 8 -ния ультразвука на процесс внутризеренной деформации.
Экспериментальные данные о наличии линейной и нелинейной областей изменения скорости ползучести от относительной амплитуды ультразвука,
Наблюдаемое уменьшение характерного размера субструктуры и активационных параметров процесса установившейся ползучести вызванное увеличением амплитуды ультразвука и определяемое увеличением плотности дислокаций и избыточной концентрацией точечных дефектов.
Апробация результатов. Основные результаты работы доложены и обсуждены на
I Всесоюзной научно-технической конференции "Сверхпластичность металлов" ( Уфа, 1978 г. )
ЗУ и У Всесоюзной конференции по ультразвуковым методам интенсификации технологических процессов ( Москва, 1978 г., 1983 г. )
IX и X Всесоюзной конференции по физике прочности и пластичности металлов и сплавов ( Куйбышев, 1979 г., 1983 г. )
Всесоюзной конференции " Прочность и пластичность материалов в ультразвуковом поле" ( Алма-Ата, 1980 )
Ш Координационный семинар по деформационному упрочнению сталей и сплавов ( Барнаул, 1981 г. )
X Всесоюзной акустической конференции (.Москва, 1983 г. )
Республиканской конференции по субструктурному упрочнению металлов ( Киев, 1981 г., 1984 г. )
Работа выполнена по теме " Исследование влияния ультразвука высокотемпературную ползучесть металлов", которая включена в программу комплексных исследований МинВУЗа УССР " Разработка способов практического использования акустических явлений" ( Ifc гос. регистрации 79019316 )
Публикации. По материалам научных исследований опубликовано 13 научных работ.
Работа выполнена при научной консультации доктора физико-математических наук, профессора АЖСиренко
Структурная сверхпластичность
Еще в 1934- году Пирсон [4-9] обнаружил, что образцы го-рячепрессованных эвтектик Pb-Sn и fci-Sn деформировались под малыми нагрузками до удлинения около 2000 % с сохранением равноосности зерна, и предположил, что механизмом, отвечающим за такое удлинение, является зернограничное скольжение.
Первые систематические исследования явления сверхпластичности были проведены А.А.Бочваром и З.А.Свидерской [50,51] , которые и предложили термин "сверхпластичность11 для описания необычно большого, порядка 1000 %, равномерного удлинения сплава ln-ЛЕ .
В настоящее время различают два вида сверхпластичности: структурную (изотермическую) сверхпластичность материалов с ультрамелким зерном порядка 1-Ю мкм и сверхпластичность, обусловленную фазовым превращением и наиболее ярко проявляющаяся при циклических изменениях температуры [27,52] .
Структурная сверхпластичность (СП) наблюдается в условиях горячей деформации Т 0,4 Тт1 в определенном диапазоне малых, порядка 10" - I0""1 с"1, скоростей деформации [25-27]. При наличии ультрамелкозернистой структуры в этих условиях принципиально возможно действие различных механизмов деформации металлов: диффузионной ползучести, зернограничного проскальзывания, дислокационного скольжения и ряда других сопутствующих деформации процессов [25-27,50-55]. Роль тех или иных механизмов в пластической деформации в значительной степени может опре I і деляться температурно-скоростными условиями нагружения. В свя- I зи с большой ролью ячеистой структуры в формировании механических свойств металлов и отсутствия таковой во многих сверхпластических материалах полагают [21], что в условиях СП, размер ячеистой структуры превышает размер зерна и не возникает упрочняющего воздействия суботруктуры. Вместе с тем при увеличении скорости деформации и, следовательно, росте напряжения ячеистая структура может формироваться; при этом происходит интенсивное упрочнение и материал теряет способность к сверхпластической деформации. Правда в последнее время появились работы [56-58] , в которых наблюдалось возникновение субструктуры при СП деформации, что, по-видимому, связано с выходом локального объема из условий СП.
Необходимым условием проявления структурной сверхпластич ности являются повышенные температуры испытания, Т 0,4 Тш. Наличие такой зависимости СП от температуры, как отмечают мно гие авторы [10,15,21,23-27,53,59] , связана с разупрочняющим фактором границы зерна. Хорошо развитая сетка границ при мелко зернистой структуре диаметром d связана с удельной поверх ностью зерен $v , как (2\[m)/d [26,591 и, в зависимости от Т и 5 , граница может выступать как упрочняющий фактор и как разупрочняющий фактор, причем для СП необходимо рассматри вать болыпеугловые границы [26,59,60]. Роль границ как упроч няющего фактора, при относительно низких температурах деформации (Т 0,4 Тдл)» хорошо видна из уравнения Холла-Петча для спла ва п - 22 %-АЕ о величиной зерна 1-Ю мкм, полученная в [61,62] . Авторами на примере сплавов № было показано, что для температур испытаний ниже 300 К с измельчением зерна напря жение деформирования растет и хорошо описывается зависимостью
Для температур выше 300 К (Тиоп У 0,4 TnJ напря жение течения уменьшается с измельчением зерна и описывается зависимостью
Исследования, проведенные на сплаве РЬ- 5 %Cd [63], по интенсивности возврата показали, что скорость снятия упрочнения, вызванного деформацией на 2 % при 183 К, быстро растет с уменьшением величины зерна. Фридель [10] отмечал, что при достаточно высоких температурах зернограничное скольжение протекает с большим поглощением дислокаций скопившимся около границ.
Однако не всегда повышение температуры деформирования ведет к увеличению пластичности, так в работе [25] для сплава 2п- 0,4 % -АЕ было показано, что с увеличением температуры пластичность сплава уменьшается: 200 % при 293 К, 100 % -- 423 К и 70 % при 523 К, что связывается ими с значительным ростом зерна и выходом материала из СП.
Величина зерна является важным структурным элементом при сверхпластической деформации (СПД). Зависимость напряжения СП течения от величины зерна, как показано во многих работах [25-27, 55-58, 61-66] , имеет вид в с/р , где коэффициент I, т.е. с уменьшением зерна, при прочих равных условиях, снижается напряжение течения.
Изменение величины зерна сказывается и на ресурсе пластичности. Так для сплава En- 22 % -hE было показано, что для образцов с величиной зерна 0,7 мкм удлинение превышало 1000 %% а для зерна 2 мкм - не превышало 60 % [67].
Исследования сплава 2:п- 0,4 %№ показали [25], что для образцов с величиной зерна 75 мкм относительное удлинение не превышало 3,5 , а для мелкозернистого, с диаметром зерна 0,5 мкм, достигает 400 %.
Таким образом с уменьшением величины зерна увеличивается пластичность, что связывается с увеличением удельной поверхности зерен, облегчением зернограничного скольжения и, как следствие, область оптимальной СПД сдвигается в сторону больших значений скоростей деформирования.
Зависимость скорости деформации, максимальной пластичности материала и других параметров СПД от напряжения течения многими авторами 125-27, 55-57, 66-72] связывается с изменением вклада в общий процесс деформации зернограничного проскальзывания, диффузионной ползучести, и дислокационного скольжения внутри зерен. Вид зависимости ё от , в координатах Вд -боё имеет S -образный характер и условно разделен на три области: в первой области основным механизмом процесса полагают диффузионную ползучесть с аккомодационным зернограничным скольжением; в третьей области главную роль играют процессы дислокационной ползучести с образованием ячеистой структуры внутри зерна; для второй области основным механизмом деформации является зерногра-ничное скольжение, однако о виде аккомодационного процесса существуют разногласия.
Авторы работы [2.6] полагают, что зернограничное скольжение осуществляется переползанием винтовых дислокаций, со ступень ками, в границе зерна, а в [25] основным процессом аккомодации считается внутризеренное скольжение с источниками дислокаций на границах зерен, причем процесс испускания и поглощения границами дислокаций - самосогласующийся и выход материала из СП в третьей области связан с нарушением самосогласования.
Влияние ультразвука на концентрацию точечных дефектов в твердых телах
При электронномикроскопических исследованиях дислокационной структуры, образованной при ультразвуковой обработке металлов, было обнаружено значительное количество дислокационных призматических петель и присутствие порогов на дислокациях [48,10 ,117,118-121,123], возникновение которых многие авторы связывают с присутствием значительного избытка вакансий.
На зарождение большего количества вакансий в процессе усталостного деформирования, по сравнению с деформированием под действием напряжения одного знака, указывается в обзорной работе [І27І. В ней приводятся данные по циклическому деформированию алюминия (свыше 10 циклов), в котором концентрация вакансий достигала 5»10""5. Там же приводятся данные по исследованию изменения плотности кристаллов tJaCt , подвергнутых циклическому деформированию; они показали, что при циклическом сжатии зарождается примерно на порядок.больше вакансий, чем при простом сжатии.
В работах В.Ф.Белостоцкого и И.Г.Полоцкого с сотрудниками [128,129] методами волюмометрии и измерения электросопротивления изучалась амплитудная зависимость концентрации вакансий и дислокаций в никеле и молибдене при ультразвуковом облучении. Разделение вкладов точечных и линейных дефектов производилось путем регистрации изменения электросопротивления в процессе отжига образцов; было показано, что с ростом амплитуды УЗК плотность дислокаций и концентрация вакансий растет до какой-то определенной величины, и затем выходит на насыщение. Максимальная величина концентрации вакансий при испытаниях (Тиоп = 20 С) достигала значения I0 , что близко к равновесной при Т , а плотность дислокаций - 3 10 и см . Проводя обсуждение механизмов, ответственных за размножение дислокаций и вакансий, авторы полагают, что при значительных амплитудах УЗК основную роль играют механизмы, связанные с неконсервативным движением дислокаций, а при малых - генерация вакансий связана с аннигиляцией краевых компонент дислокаций противоположного знака.
На основании анализа значительного количества работ в [116] делается предположение, что при колебательном движении дислокаций суммарная площадь, пройденная дислокацией, особенно в области больших амплитуд деформации, во много раз превышает соответствующее значение для знакопостоянной деформации и, как следствие, возникает значительная концентрация избыточных вакансий или их комплексов.
В работе [481 избыточная концентрация вакансий записана с учетом величины внутреннего трения Q (m,T) , фактора нелинейности петли гистерезиса f „ и имеет вид: йС = 7rtm ИЛ ,Г) (35) где ь - коэффициент пропорциональности, равный 10 ; m - число циклов; Г- температура. Записав условия равновесия для скорости возникновения и стока вакансий, в предположение, что эффективными стоками являются краевые дислокации (без учета размножения последних под действием УЗК), в работе [48] получили выражение для прироста коэффициента диффузии, обусловленного избыточной концентрацией вакансий „; = ь + g Vy (36) где om - напряжение УЗК; ю - циклическая частота; р - количество дислокационных линий на единицу площади; Е - модуль Юнга. Оценка эффекта ускорения диффузии, проведенная в работе, для меди в интервале температур 200-400 С дает значения I г 10, и по порядку величины совпадает с экспериментальными результатами в системе медь-цинк.
Браун А. в своей работе [47] получил аналогичные зависимости для избыточной концентрации вакансий и эффективного коэффициента диффузии (см.выражения (16) и (17)).
Зависимость коэффициента диффузии от амплитуды ультразвука в ряде бинарных систем исследовалась в работах [130,131], в которых была установлена некоторая пороговая амплитуда УЗК . -А п .При амплитуде УЗК ниже пороговой влияния на диффузию не наблюдалось, а с увеличением температуры - уменьшалось. Наличие пороговой амплитуды наблюдалооь при спекании медных образцов, полученных прессованием порошка и испарением цинка из латуни [132]; авторы показали, что УЗК интенсифицирует спекание при амплитудах УЗК выше пороговых.
Исследованию кинетики аустенитного превращения при ультразвуковом воздействии посвящена работа [133]. В ней показано, что ультразвуковая деформация приводит к увеличению плотности дислокаций и концентрации вакансий, а это, в свою очередь, ускоряет диффузионные процессы, с которыми связаны превращения аустенита. Измеряя величину внутреннего трения и твердости в сталях 30ХГСН2А и 07Х7Н2 в зависимости от амплитуды УЗ деформации, была определена пороговая амплитуда, ниже которой влияние ультразвука не наблюдалось.
Методика структурных исследований, измерения активационных параметров и внутреннего трения
Настоящая работа выполнена на поли- и монокристаллах -АЕ и на сплавах А6 -2п и №-G-e . Выбор объектов исследования был обусловлен несколькими факторами: наличием информации об особенностях ползучести материала в широком диапазоне температур и напряжений без влияния УЗЕ; возможностью исследования процесса ползучести с существенно различными контролирующими механизмами деформирования; возможностью проведения испытаний на воздухе и относительной простотой получения объектов исследования с заданными исходными параметрами.
Проведенный анализ литературных данных показал, что в наибольшей степени наштл требованиям отвечают сплавы А2 -Ъп , которые проявляют СП свойства в достаточно большом диапазоне концентраций (от 0,4 до 50 % АЕ по массе) [25,27,46-62,65,67, 74-761 и с размером зерна от долей до десятков микрон; при температурах от 300 до 530 К на воздухе и стабильной структурой при пластической деформации. Сплавы -Д-е деформируются в режиме СП в однофазной области при концентрациях от 2 до 5 % по массе [77-80]. A.Z использовался как своего рода эталонный материал, для которого хорошо изучены закономерности пластической деформации в широком интервале температур и напряжений.
Образцы для исследования ползучести готовились из материалов достаточно высокой чистоты: АЕ марки А99; 2п - 99,995 % и е - 99,99 %. Сплавы г4-78%?п и АЄ-96%п получали по методике [160], АЕ- 4 % &е по [80] в алундовом тигле под слоем флюса из графитового порошка и кристаллизовались в
массивной медной изложнице. Затем слитки АЕ-ln гомогенизировались в течение 30 часов при температуре 620 К, закаливались в воду и осаживались на 85-90 % до толщины 3,2 мм. Для получения различной величины зерен А-п сплавы отжигались разное время при температуре 530 К и имели размер зерна: АВ - 78 %Zn 0,75; I; 1,5 мкм, а А8- 96 %1п диаметр Л -фазы 1,5 мкм и р- фазы 6,5 мкм. Образцы сплава АЕ- k % Ge к началу испытаний имели размер зерна порядка 100 мкм. Монокристаллы и поликристаллы At перед началом испытаний отжигались в вакууме при температуре 870 К в течение 5 часов, после чего плотность дислока-ций в кристаллах снижалась до 10 см , а поликристаллы имели размер зерна порядка 1,2 мм.
Монокристаллы выращивались по усовершенствованной методике Бриджмена [161,162] , в виде пластин, затем вырезались по копиру на электроискровом станке и полировались.
Состав образцов, количество примесей в них контролировался на микроанализаторе МАР-2. В таблице 3.1 приведены данные о химическом составе исходных материалов и образцов, показывающие что в процессе приготовления не происходило загрязнения исходного материала.
Для металлографических исследований и растровой электронной микроскопии образцы проходили тщательную электрополировку в химячейке потенциостата П-5848 в соответствующих электролитах [163], а для выявления дислокационной структуры с помощью ямок травления применялись различные известные травители [163, 164].
Растровая электронная микроскопия проводилась на микроскопе РЭМ-200 и JSM - 35с, а электронномикроскопические исследования на просвет были проведены нами в лаборатории группы электронной микроскопии ЙФТТ АН СССР на микроскопе JEM-150. Тонкие фольги готовились по методике [122,165], которая позволяет получать образцы с незначительными изменениями дислокационной структуры в процессе препарирования. Характерную для деформированных материалов дислокационную структуру изучали на образцах, которые по окончании испытания охлаждали до комнатной температуры под нагрузкой. Время охлаждения 30-40 с.
Для определения активационных параметров процесса пластической деформации на стадии установившейся ползучести, как в поле УЗК, так и без ультразвука, использовалась методика изменения приложенного напряжения на малую величину д о и изменения температуры испытаний на малую величину дТ . Значение лв не превышало 5 % от приложенного напряжения, а &Т -10-15 К Сі651. Расчет эффективной энергии активации проводили с учетом зависимости модуля сдвига от температуры [І66І, величину которого брали из [167], там же приведена, используемая нами методика расчета & для сплавов.
Измерение коэффициента скоростной чувствительности к напряжению течения, связь которого с оптимальными условиями СПД несомненна [25-27], проводили после 100 % деформации по методу резкого изменения величины нагрузки [1681.
Размер зерна во всех образцах измерялся методом секущей [169] и усреднялся по нескольким измерениям.
Наряду с металлографическими и электронноскопическими методами изучения дислокационной структуры после закалки образцов, проводились измерения величины внутреннего трения (ВТ) в процессе деформирования. Величина ВТ измерялась термоакустическим методом [48] в амплитуднозависимой области внутреннего трения. С этой целью на 1-2 минуты отключалась система термостати-рования образца и записывалось изменение температуры при включении ультразвука постоянной заданной амплитуды. После выключения ультразвука образец выдерживался до восстановления первоначальной скорости деформирования и затем измерения повторяли при новой амплитуде УЗК, что позволяло на одном образце провести серию испытаний и оценить изменение дислокационной структуры в зависимости от величины ультразвуковых напряжений при заданной скорости установившейся ползучести.
Высокотемпературная деформация сверхпластичных сплавов в поле ультразвука
Полагая, как и в [146], что в процессах, контролируемых диффузией, возникновение избыточной концентрации точечных дефектов приводит к снижению эффективной энергии активации процесса деформирования на величину Рп(1+ - ), уменьшение энергии активации процесса деформирования при повышенных температурах (823-673 К) в поле ультразвука можно связать с возникновением избыточных "ультразвуковых" точечных дефектов, концентрация которых пропорциональна амплитуде УЗК. При 5m = 5 и 10 МПа эффективная энергия активации снизилась соответственно до 125 и 115 кДж/моль (рис.4.9, кривые I и і"), что согласуется с увеличением коэффициента диффузии на порядок в меди, деформируемой со скоростью до 2000 % час [41] и при сверхпластической деформации двухфазных сплавов никель-молибден и никель-хром [42,43]. Авторы этих работ полагают, что увеличение диффузии при пластической деформации может осуществляться посредством избыточной концентрации неравновесных вакансий, возникающих при высоких скоростях деформирования, и если воспользоваться соотношениями (23) и (26) и подсчитать скорость ультразвука микропластической деформации ат = %/Е для т = 5 МПа, то она равна 2 с , что на порядок выше скоростей деформации в приведенных работах. Следовательно, в нашем случае, такая концентрация точечных дефектов вполне достижима.
Оценка избыточной концентрации точечных дефектов, в предположении их вакансионного характера [47,48,116,128,129], по выражению [146]: ДІГ = Г Єп(і + ) (54) где лс , с0- избыточная и равновесная концентрация точечных дефектов соответственно; АІГ- изменение эффективной энергии активации процесса деформирования, для алюминия при Т = 673 К, sm= 10 МПа, Со с ю"6 [46], &U = 25 кДж/моль (см.рис.4.9, кривая i")» R = 8,314 Дж/моль Е, дает величину лс 8 I0""5, что кажется вполне разумным. С другой стороны, оценка избыточной концентрации вакансий по формуле (16) при температуре 673 К и Рг=5 10" [47], а ёт= 2 с"1, дает завышенное значение дс 10 , однако если учесть, что не вся ультразвуковая микродеформация переходит в пластическую, а только ее часть, которая определяется величиной внутреннего трения и если положить 10 2 [І50І, то величина 10 .
Зависимость эффективной энергии активации от s0 для деформации алюминия при умеренных температурах (рис.4.9, кривая 2) при постоянном значении величины активационного объема (рис.4.8, кривые 3 и 4)показывает, что лимитирующим механизмом деформации может быть поперечное скольжение дислокаций или выход дислокаций из границ блоков. Деформация при одинаковом а , в поле УЗК приводит к снижению эффективной энергии активации U (кривые 2 , Z" VL 2///рис.4.8), что указывает на увеличение вероятности термоактивируемого преодоления барьеров [99,106,149] и увеличение концентрации "ультразвуковых" точечных дефектов. Это подтверждается тем, что для одинаковых значений U (кривые 2 и2 рис.4.8) разница в напряжении д о0 значительно выше приложенного напряжения ультразвука om = 5 МПа.
Оценка количества точечных дефектов, в предположении ва-кансионного характера дислокационных петель, по выражению [25] (где ъ - радиус петли; Ь- вектор Бгоргерса; V- плотность петель в единице объема), при электронномикроскопических исследованиях деформированных образцов обнаруживается увеличение концентрации вакансий на порядок для деформации алюминия в поле УЗК (5 = 10 МПа при температуре 473 К.
Таким образом, увеличение скорости ползучести, в рамках микроскопического подхода для ее описания (см.выражение (7)), в случае деформации в поле УЗК, может быть связано с увеличением сразу двух параметров: плотности подвижных дислокаций и величины средней скорости движения дислокаций V . В случае высокотемпературной ползучести (Т = 673-823 К), скорость движе , за счет увеличения скорости переползания дислокаций вследствие увеличения концентрации точечных дефектов, а при умеренных температурах (Т = 473-573 К) - за счет увеличения вероятности преодоления локальных барьеров и тем самым к уменьшению времени ожидания у препятствия [99,14-9].
Вид кривых е от о0 в координатах ( 6п е - о0), зависимость величины активанионного объема V и эффективной энергии активации If от напряжения о0 существенно различны для температур испытания 673-823 К и 473-573 К (см. соответственно кривые 1-2 рис.4.6 и рис.4.7, кривые 1-2 и 3-4 рис.4.8 и кривые I и 2 рис.4.9). В рамках феноменологического описания скорости ползучести, для температур испытания 673-823 К, зависимость скорости ползучести от напряжения о0 характеризуется как степенная, которая может быть описана выражением типа (4): где -А и п - константы.
