Термоактивационный анализ температурной зависимости напряжения течения в твёрдых растворах с ГЦК-решёткой

Представлены результаты термоактивационного анализа температурной зависимости критического напряжения сдвига (или соответствующего предела текучести) некоторых чистых металлов, а также бинарных и поликомпонентных твёрдых растворов с ГЦК-решёткой. Показано, что в бинарных и поликомпонентных твёрдых р...

Повний опис

Збережено в:

Бібліографічні деталі
Дата:	2017
Автори:	Фирстов, С.А., Рогуль, Т.Г.
Формат:	Стаття
Мова:	Russian
Опубліковано:	Інститут металофізики ім. Г.В. Курдюмова НАН України 2017
Назва видання:	Металлофизика и новейшие технологии
Теми:	Физика прочности и пластичности
Онлайн доступ:	http://dspace.nbuv.gov.ua/handle/123456789/123450
Теги:	Додати тег Немає тегів, Будьте першим, хто поставить тег для цього запису!
Назва журналу:	Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
Цитувати:	Термоактивационный анализ температурной зависимости напряжения течения в твёрдых растворах с ГЦК-решёткой / С.А. Фирстов, Т.Г. Рогуль // Металлофизика и новейшие технологии. — 2017. — Т. 39, № 1. — С. 33-48. — Бібліогр.: 18 назв. — рос.

Репозитарії

Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine

id	irk-123456789-123450
record_format	dspace
spelling	irk-123456789-1234502017-09-05T03:03:28Z Термоактивационный анализ температурной зависимости напряжения течения в твёрдых растворах с ГЦК-решёткой Фирстов, С.А. Рогуль, Т.Г. Физика прочности и пластичности Представлены результаты термоактивационного анализа температурной зависимости критического напряжения сдвига (или соответствующего предела текучести) некоторых чистых металлов, а также бинарных и поликомпонентных твёрдых растворов с ГЦК-решёткой. Показано, что в бинарных и поликомпонентных твёрдых растворах увеличение концентрации растворяемого легирующего элемента приводит как к более резкой зависимости термической компоненты критического напряжения сдвига (или термической компоненты соответствующего предела текучести) от температуры, так и к повышению атермической компоненты. Увеличение энергии активации движения дислокаций и уменьшение значения активационного объёма в бинарных и поликомпонентных твёрдых растворах в сравнении с чистыми металлами может быть обусловлено пикоразмерными дисторсиями кристаллической решётки, которые связаны с различиями атомных радиусов входящих в сплав элементов. Представлено результати термоактиваційного аналізу температурної залежності критичного напруження зсуву (або відповідної межі плинності) деяких чистих металів, а також бінарних і полікомпонентних твердих розчинів з ГЦК-ґратницею. Показано, що в бінарних і полікомпонентних твердих розчинах збільшення концентрації розчиненого леґувального елемента приводить як до більш різкої залежності термічної компоненти критичного напруження зсуву (або термічної компоненти відповідної межі плинності) від температури, так і до підвищення атермічної компоненти. Збільшення енергії активації руху дислокацій і зменшення значення активаційного об’єму в бінарних і полікомпонентних твердих розчинах у порівнянні з чистими металами може бути зумовленим пікорозмірними дисторсіями кристалічної ґратниці, які пов’язані з відмінностями атомних радіусів елементів, що входять у стоп. The results of thermal-activation analysis of the temperature dependence of the critical shear stress (or the corresponding yield strength) of some pure metals as well as binary and multicomponent solid solutions with the f.c.c. lattice are presented. As shown, the concentration increase of dissolved alloying element leads to both a sharper thermal dependence of critical shear stress component (or component of the corresponding thermal yield strength) on the temperature and an increase of the athermal component for binary and multicomponent solid solutions. The increase in the activation energy of the motion of dislocations and the reduction in the value of the activation volume for binary and multicomponent solid solutions in comparison with the pure metals can be determined by picodimensional distortions of crystal lattice, which are associated with differences in atomic radii of the elements contained in the alloy. 2017 Article Термоактивационный анализ температурной зависимости напряжения течения в твёрдых растворах с ГЦК-решёткой / С.А. Фирстов, Т.Г. Рогуль // Металлофизика и новейшие технологии. — 2017. — Т. 39, № 1. — С. 33-48. — Бібліогр.: 18 назв. — рос. 1024-1809 DOI: 10.15407/mfint.39.01.0033 PACS: 61.72.Hh, 62.20.F-, 62.40.+i, 65.40.De, 81.40.Cd, 81.40.Lm, 83.60.La http://dspace.nbuv.gov.ua/handle/123456789/123450 ru Металлофизика и новейшие технологии Інститут металофізики ім. Г.В. Курдюмова НАН України
institution	Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
collection	DSpace DC
language	Russian
topic	Физика прочности и пластичности Физика прочности и пластичности
spellingShingle	Физика прочности и пластичности Физика прочности и пластичности Фирстов, С.А. Рогуль, Т.Г. Термоактивационный анализ температурной зависимости напряжения течения в твёрдых растворах с ГЦК-решёткой Металлофизика и новейшие технологии
description	Представлены результаты термоактивационного анализа температурной зависимости критического напряжения сдвига (или соответствующего предела текучести) некоторых чистых металлов, а также бинарных и поликомпонентных твёрдых растворов с ГЦК-решёткой. Показано, что в бинарных и поликомпонентных твёрдых растворах увеличение концентрации растворяемого легирующего элемента приводит как к более резкой зависимости термической компоненты критического напряжения сдвига (или термической компоненты соответствующего предела текучести) от температуры, так и к повышению атермической компоненты. Увеличение энергии активации движения дислокаций и уменьшение значения активационного объёма в бинарных и поликомпонентных твёрдых растворах в сравнении с чистыми металлами может быть обусловлено пикоразмерными дисторсиями кристаллической решётки, которые связаны с различиями атомных радиусов входящих в сплав элементов.
format	Article
author	Фирстов, С.А. Рогуль, Т.Г.
author_facet	Фирстов, С.А. Рогуль, Т.Г.
author_sort	Фирстов, С.А.
title	Термоактивационный анализ температурной зависимости напряжения течения в твёрдых растворах с ГЦК-решёткой
title_short	Термоактивационный анализ температурной зависимости напряжения течения в твёрдых растворах с ГЦК-решёткой
title_full	Термоактивационный анализ температурной зависимости напряжения течения в твёрдых растворах с ГЦК-решёткой
title_fullStr	Термоактивационный анализ температурной зависимости напряжения течения в твёрдых растворах с ГЦК-решёткой
title_full_unstemmed	Термоактивационный анализ температурной зависимости напряжения течения в твёрдых растворах с ГЦК-решёткой
title_sort	термоактивационный анализ температурной зависимости напряжения течения в твёрдых растворах с гцк-решёткой
publisher	Інститут металофізики ім. Г.В. Курдюмова НАН України
publishDate	2017
topic_facet	Физика прочности и пластичности
url	http://dspace.nbuv.gov.ua/handle/123456789/123450
citation_txt	Термоактивационный анализ температурной зависимости напряжения течения в твёрдых растворах с ГЦК-решёткой / С.А. Фирстов, Т.Г. Рогуль // Металлофизика и новейшие технологии. — 2017. — Т. 39, № 1. — С. 33-48. — Бібліогр.: 18 назв. — рос.
series	Металлофизика и новейшие технологии
work_keys_str_mv	AT firstovsa termoaktivacionnyjanaliztemperaturnojzavisimostinaprâženiâtečeniâvtvërdyhrastvorahsgckrešëtkoj AT rogulʹtg termoaktivacionnyjanaliztemperaturnojzavisimostinaprâženiâtečeniâvtvërdyhrastvorahsgckrešëtkoj
first_indexed	2025-07-08T23:40:35Z
last_indexed	2025-07-08T23:40:35Z
_version_	1837124066906996736
fulltext	33 ФИЗИКА ПРОЧНОСТИ И ПЛАСТИЧНОСТИ PACS numbers: 61.72.Hh, 62.20.F-, 62.40.+i, 65.40.De, 81.40.Cd, 81.40.Lm, 83.60.La Термоактивационный анализ температурной зависимости напряжения течения в твёрдых растворах с ГЦК-решёткой С. А. Фирстов, Т. Г. Рогуль Институт проблем материаловедения им. И. Н. Францевича НАН Украины, ул. Академика Кржижановского, 3, 03142 Киев, Украина Представлены результаты термоактивационного анализа температурной зависимости критического напряжения сдвига (или соответствующего предела текучести) некоторых чистых металлов, а также бинарных и по- ликомпонентных твёрдых растворов с ГЦК-решёткой. Показано, что в бинарных и поликомпонентных твёрдых растворах увеличение концен- трации растворяемого легирующего элемента приводит как к более рез- кой зависимости термической компоненты критического напряжения сдвига (или термической компоненты соответствующего предела текуче- сти) от температуры, так и к повышению атермической компоненты. Уве- личение энергии активации движения дислокаций и уменьшение значе- ния активационного объёма в бинарных и поликомпонентных твёрдых растворах в сравнении с чистыми металлами может быть обусловлено пи- коразмерными дисторсиями кристаллической решётки, которые связаны с различиями атомных радиусов входящих в сплав элементов. Ключевые слова: критическое напряжение сдвига, предел текучести, энергия активации движения дислокаций, активационный объём. Представлено результати термоактиваційного аналізу температурної за- лежності критичного напруження зсуву (або відповідної межі плинності) деяких чистих металів, а також бінарних і полікомпонентних твердих розчинів з ГЦК-ґратницею. Показано, що в бінарних і полікомпонентних Corresponding author: Tamara Grigor’evna Rogul E-mail: rogul.tamara@gmail.com I. M. Frantsevich Institute for Problems of Materials Science, N.A.S. of Ukraine, 3 Academician Krzhizhanovsky Str., 03142 Kyiv, Ukraine Please cite this article as: S. O. Firstov and T. G. Rogul, Thermoactivation Analysis of the Flow-Stress–Temperature Dependence in the F.C.C. Solid Solutions, Metallofiz. Noveishie Tekhnol., 39, No. 1: 33–48 (2017) (in Russian), DOI: 10.15407/mfint.39.01.0033. Ìåòàëëîôèç. íîâåéøèå òåõíîë. / Metallofiz. Noveishie Tekhnol. 2017, т. 39, № 1, сс. 33–48 / DOI: 10.15407/mfint.39.01.0033 Îòòèñêè äîñòóïíû íåïîñðåäñòâåííî îò èçäàòåëÿ Ôîòîêîïèðîâàíèå ðàçðåøåíî òîëüêî â ñîîòâåòñòâèè ñ ëèöåíçèåé 2017 ÈÌÔ (Èíñòèòóò ìåòàëëîôèçèêè èì. Ã. Â. Êóðäþìîâà ÍÀÍ Óêðàèíû) Íàïå÷àòàíî â Óêðàèíå. mailto:rogul.tamara@gmail.com 34 С. А. ФИРСТОВ, Т. Г. РОГУЛЬ твердих розчинах збільшення концентрації розчиненого леґувального елемента приводить як до більш різкої залежності термічної компоненти критичного напруження зсуву (або термічної компоненти відповідної ме- жі плинності) від температури, так і до підвищення атермічної компонен- ти. Збільшення енергії активації руху дислокацій і зменшення значення активаційного об’єму в бінарних і полікомпонентних твердих розчинах у порівнянні з чистими металами може бути зумовленим пікорозмірними дисторсіями кристалічної ґратниці, які пов’язані з відмінностями атом- них радіусів елементів, що входять у стоп. Ключові слова: критичне напруження зсуву, межа плинності, енергія активації руху дислокацій, активаційний об’єм. The results of thermal-activation analysis of the temperature dependence of the critical shear stress (or the corresponding yield strength) of some pure metals as well as binary and multicomponent solid solutions with the f.c.c. lat- tice are presented. As shown, the concentration increase of dissolved alloying element leads to both a sharper thermal dependence of critical shear stress component (or component of the corresponding thermal yield strength) on the temperature and an increase of the athermal component for binary and multi- component solid solutions. The increase in the activation energy of the motion of dislocations and the reduction in the value of the activation volume for bina- ry and multicomponent solid solutions in comparison with the pure metals can be determined by picodimensional distortions of crystal lattice, which are asso- ciated with differences in atomic radii of the elements contained in the alloy. Keywords: critical shear stress, yield stress, activation energy for disloca- tion motion, activation volume. (Получено 1 ноября 2016 г.) 1. ВВЕДЕНИЕ Одним из наиболее интересных результатов, полученных при изу- чении механических свойств поликомпонентных твёрдых раство- ров (высокоэнтропийных сплавов — ВЭСов), является обнаружен- ное необычно сильное их твёрдорастворное упрочнение (non-obvious solid solution hardening) [1]. В работах [1–3] на примере однофазных ОЦК-сплавов TaNbHfZrTi и AlTiVCrNbMo, а также однофазного ГЦК-сплава CrMnFeCoNi предпринята попытка проанализировать твёрдорастворное упрочнение ВЭСов в широком диапазоне темпе- ратур. Показано [2, 3], что специфика твёрдорастворного упрочне- ния таких сплавов заключается как в усилении температурной за- висимости составляющей критического сопротивления сдвигу, так и в аномально высоком атермическом упрочнении, что, во многом, обусловлено пикоуровневыми дисторсиями кристаллической ре- шётки, которые вносят существенный дополнительный вклад в со- противление движению дислокаций. В работе [2] аномально высо- ТЕРМОАКТИВАЦИОННЫЙ АНАЛИЗ ТЕМПЕРАТУРНОЙ ЗАВИСИМОСТИ 35 кое атермическое твёрдорастворное упрочнение ВЭСов объясняется вариацией вектора Бюргерса вдоль дислокационной линии (как по длине, так и по направлению) и наличием составляющей, перпен- дикулярной плоскости скольжения. Авторами предложено относи- тельно простое выражение для оценки наблюдаемого упрочнения. В то же время, для дальнейшего изучения особенностей твёрдорас- творного упрочнения поликомпонентных сплавов (в том числе ВЭСов) представляет интерес подробный количественный анализ параметров, характеризующих атермическую и температурно-зависимую состав- ляющие их напряжения течения, а также сравнение этих параметров с таковыми в чистых металлах и бинарных твёрдых растворах. В этой связи целью настоящей работы является определение и сравнитель- ный анализ энергии активации движения дислокаций (U0) и актива- ционного объёма (V) в бинарных и поликомпонентных (ВЭСах) твёр- дых растворах с ГЦК-решёткой, а также в некоторых чистых метал- лах методом термоактивационного анализа. 2. МЕТОДИКА ВЫЧИСЛЕНИЯ ЭНЕРГИИ АКТИВАЦИИ ДВИЖЕНИЯ ДИСЛОКАЦИЙ (U0) И АКТИВАЦИОННОГО ОБЪЁМА (V) Как известно [4–11 и др.], сопротивление движению дислокаций в кристаллах обусловлено существованием барьеров, преодоление ко- торых носит или атермический характер, или может быть облегчено с помощью термических флуктуаций. К барьерам первого типа отно- сятся, например, дальнодействующие поля напряжений, границы зё- рен, частицы иных фаз, к барьерам второго типа — барьеры Пайерл- са–Набарро, дислокации «леса», пороги на винтовых дислокациях. Соответственно критическое напряжение сдвига кр. может быть описано выражением вида кр. а ( , ), Т Т (1) в котором первый член a характеризует атермическое упрочнение, а второй Т(T, ) (где T — температура, — скорость деформации) — упрочнение, вносимое барьерами, преодоление которых возможно с помощью термических флуктуаций. На сегодняшний день существует, по сути, два широко применя- емые подхода к экспериментальному определению параметров, ха- рактеризующих температурно-зависимую часть напряжения тече- ния, — энергии активации движения дислокаций (U0) и активаци- онного объёма (V). Это подход, разработанный Зегером и Конрадом, исходя из уравнения для скорости деформации как скорости терми- чески активируемого процесса [4–7], и подход, разработанный Мильманом и Трефиловым, основывающийся на анализе зависимо- сти критического напряжения сдвига кр. от температуры [8, 9]. 36 С. А. ФИРСТОВ, Т. Г. РОГУЛЬ Согласно Зегеру и Конраду [5, 7] 0 0 exp( ( ) ( )), Т U V kT (2) где U0 — энергия активации движения дислокаций, V — активаци- онный объём процесса преодоления дислокациями потенциальных барьеров различной природы, k — постоянная Больцмана. Соответственно, критическое напряжение сдвига может быть выражено уравнением кр. а а 0 0 [ ln( )] / . Т U kT V (3) Из (2) следует, что при нуле кельвинов Т U0/V, а активацион- ный объём V может быть найден из сравнения напряжений течения при двух разных скоростях деформирования. Однако такой подход даёт возможность определения U0 и V в до- статочно грубом приближении, так как само уравнение для скоро- сти деформации как функции напряжения и температуры является недостаточно точным. Так, согласно уравнению (2) при кр. 0 ско- рость деформации не равна нулю, что противоречит эксперимен- тальным результатам. Кроме того, как это было отмечено в [8], из- менение знака действующего внешнего напряжения в (2) не изме- няет направления деформации. Поэтому, особенно при малых напряжениях и малых скоростях деформации, расчёты по этой ме- тодике U0 и V также недостаточно точны. Эти недостатки в значительной мере преодолены в работах Хаа- зена [10, 11] и Трефилова, Мильмана [8, 9], в которых учитывались «скачки» термически активируемых участков дислокаций, как в направлении приложенного напряжения, так и в противополож- ном. Так, в работах Хаазена предложена хорошо согласующаяся с экспериментальной экспоненциальная зависимость критического напряжения сдвига от температуры и скорости деформации: 1 (2 ) 0 exp( [(2 ) ]), m T K U m kT (4) где K — постоянная, m 0,2. Трефилов и Мильман объединили подходы Зегера и Хаазена, по- лучив выражение для температурозависимой части критического напряжения сдвига Т, которое при некоторых упрощениях при температуре ниже 0,1Тпл. (Тпл. — температура плавления материа- ла) сводится к уравнению линейной зависимости от температуры, по сути, эквивалентному уравнению (3): 0 [ ln( ) ] , T U kT M V (5) ТЕРМОАКТИВАЦИОННЫЙ АНАЛИЗ ТЕМПЕРАТУРНОЙ ЗАВИСИМОСТИ 37 а при температурах порядка (0,1–0,2)Тпл. хорошо описывается экс- поненциальной зависимостью (типа уравнения Хаазена): 1 3 0 (3 ) exp( (3 )), T B kT V U kT (6) В уравнениях (5), (6) B — константа материала, величина M, по су- ти, является 0 в выражении (3). Типичная кривая температурной зависимости критического напряжения сдвига кр. схематически представлена на рис. 1. При температурах ниже Т1 зависимость Т(T) может быть описана урав- нением прямой линии (5), а в интервале температур Т1 Т Т2 но- сит экспоненциальный характер и описывается уравнением (6). Выше T2, вплоть до температур (0,35–0,4)Tпл., упрочнение носит атермический характер и не определяется барьерами, преодоление которых возможно с помощью термических флуктуаций. Полезной особенностью подхода Трефилова и Мильмана являет- ся то обстоятельство, что термоактивационные параметры могут быть определены только с использованием кривой температурной зависимости критического напряжения сдвига (или кривой темпе- ратурной зависимости напряжения течения) без варьирования ско- рости деформирования. Отметим, что термоактивационный анализ критического напряжения сдвига кр., выполняемый с использова- нием уравнения (3), приводит к зависимости энергии активации и активационного объёма от напряжения, в то время как эти величи- ны, определяемые по методике Трефилова и Мильмана, являются Рис. 1. Схематическая зависимость критического напряжения сдвига от температуры [9]. Fig. 1. Schematic dependence of the critical shear stress on the temperature [9]. 38 С. А. ФИРСТОВ, Т. Г. РОГУЛЬ константами материала, зависящими от типа межатомной связи, природы потенциального барьера [8, 9]. В настоящей работе значения энергия активации движения дис- локаций U0, активационный объём V вычислены в соответствии с ме- тодикой, изложенной в работе Трефилова и Мильмана [8], которая заключается в следующем. Данные по температурной зависимости критического напряжения сдвига обрабатываются в координатах ln кр.(1/T) и в области температур 0,1–0,2Тпл., где зависимость Т опи- сывается уравнением (6), по наклону прямой линии определяется энергия активации U0. А затем, определив (0) из экстраполяции за- висимости Т на 0 К и используя уравнение (5), можно определить V: V U0/ T. (7) Важно отметить, что при определении значений Т и (0) необхо- димо вычесть значение атермической составляющей а, представ- ляющей собой сумму слагаемых, которые не зависят или слабо за- висят от температуры. При анализе экспериментальной температурной зависимости предела текучести 0,2(Т) принимается, что кр. 0,2/2 [8]. На основе описанной методики, исходя из литературных данных, были рассчитаны энергии активации движения дислокаций U0 и активационный объём V бинарных Ag–In [12], Cu–Zn [13], Cu–Ni [14] и поликомпонентных твёрдых растворов CrFeCoNi [15], CrMnFeCoNi [3], а также металлов Ag, Cu и Ni [5, 12–14]. Для рас- чёта U0 и V сплавов CrMnFeCoNi2 и VCrMnFeCoNi2 использованы температурные зависимости твёрдости по Виккерсу (HV), получен- ные авторами по описанной в работах [2, 3] методике. При этом для пересчёта твёрдости по Виккерсу (HV) сплавов CrFeCoNi, CrMnFeCoNi, CrMnFeCoNi2 и VCrMnFeCoNi2 в значения предела те- кучести 0,2 использовали соотношение Джонсона [16]: 2 1 1 ln tan , 3 3 p E Y Y (8) где p соответствует значениям HV, а Y — значениям 0,2. 3. РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ На рисунке 2 представлены экспериментальные температурные за- висимости критического напряжения сдвига ГЦК-металлов Ag, Cu [12–14], твёрдых бинарных ГЦК-растворов Ag–In, Cu–Zn и Cu–Ni [12–14], а также предела текучести твёрдых поликомпонентных ГЦК-растворов CrFeCoNi [15], CrMnFeCoNi [15], CrMnFeCoNi2, VCrMnFeCoNi2 и Ni [14]. Видно, что температурная чувствитель- ТЕРМОАКТИВАЦИОННЫЙ АНАЛИЗ ТЕМПЕРАТУРНОЙ ЗАВИСИМОСТИ 39 ность критического напряжения сдвига (предела текучести) для чистых металлов Ag, Cu, Ni в сравнении с бинарными и поликом- понентных твёрдыми растворами значительно ниже. Кроме того, увеличение концентрации растворяемого легирующего элемента приводит как к более резкой зависимости термической компоненты критического напряжения сдвига от температуры, так и к повыше- нию компоненты атермической. Полученные из экспериментальных зависимостей (рис. 2) значе- ния атермической компоненты критического напряжения сдвига а и значения критического напряжения сдвига при 0 К (0), а также рассчитанные согласно (4) и (5) значения энергии активации (U0) и активационного объёма (V) для Ag [12], Cu [13], Ni [14], бинарных и поликомпонентных твёрдых растворов приведены в табл. 1. Рис. 2. Экспериментальные температурные зависимости критического напря- жения сдвига твёрдых бинарных ГЦК-растворов Ag–In [12] (а) и Cu–Zn [13] (б), а также предела текучести твёрдых поликомпонентных ГЦК-растворов CrFeCoNi [15], CrMnFeCoNi [15], CrMnFeCoNi2,, VCrMnFeCoNi2 и Ni (в). Fig. 2. The experimental temperature dependences of the critical shear stress of binary f.c.c. solid solutions Ag–In [12] (а) and Cu–Zn [13] (б), as well as the yield strength of solid multicomponent f.c.c. solutions CrFeCoNi [15], CrMnFeCoNi [15], CrMnFeCoNi2, VCrMnFeCoNi2 and Ni (в). 40 С. А. ФИРСТОВ, Т. Г. РОГУЛЬ Влияние концентрации входящих в твёрдый раствор легирую- щих элементов на значения атермической компоненты критического напряжения сдвига а, критического напряжения сдвига при 0 К (0) ТАБЛИЦА 1. Значения атермической компоненты критического напря- жения сдвига а, критического напряжения сдвига при 0 К (0), энергии активации U0, активационного объёма V и дисторсий кристаллической решётки ( а/а)ср. бинарных Ag–In, Cu–Zn, Cu–Ni, Ni–Cu и поликомпо- нентных CrFeCoNi, CrMnFeCoNi, CrMnFeCoNi2, VCrMnFeCoNi2, AlTiVCrNbMo твёрдых растворов, а также металлов Cu, Ag, Ni, Cr, Fe. TABLE 1. Values of athermal component a of critical shear stress, critical shear stress at 0 K (0), activation energy U0, activation volume V, and the lat- tice distortions ( а/а)ср. for binary Ag–In, Cu–Zn, Cu–Ni, Ni–Cu and mul- ticomponent CrFeCoNi, CrMnFeCoNi, CrMnFeCoNi2, VCrMnFeCoNi2, AlTiVCrNbMo solid solutions as well as for pure metals Cu, Ag, Ni, Cr, Fe. Материал Кристал- лическая структура а ( а/2) (0) ( (0)/2) U0, эВ V 1024, см3 ( а/а)ср. Исполь- зованные работы Cu ГЦК 0,002 0,0035 0,11 2450 [13] Cu–5Zn ГЦК 0,007 0,0125 0,13 860 0,004 [13] Cu–10Zn ГЦК 0,008 0,017 0,16 750 0,008 [13] Cu–20Zn ГЦК 0,0105 0,019 0,17 710 0,014 [13] Cu–30Zn ГЦК 0,012 0,028 0,18 520 0,019 [13] Cu–10Ni ГЦК 0,006 0,016 0,2 1990 0,0045 [5] Cu–30Ni ГЦК 0,013 0,028 0,23 1290 0,0106 [5] Cu–40Ni ГЦК 0,015 0,038 0,24 1000 0,0122 [5] Cu–50Ni ГЦК 0,018 0,05 0,26 820 0,0127 [5] Ag ГЦК 0,0005 0,001 0,07 10560 [12] Ag–0,5In ГЦК 0,0015 0,0025 0,11 7150 0,0008 [12] Ag–1In ГЦК 0,0022 0,0038 0,15 6340 0,0017 [12] Ag–2In ГЦК 0,0032 0,0048 0,18 6050 0,0033 [12] Ag–3In ГЦК 0,0048 0,0055 0,19 5660 0,0049 [12] Ag–4In ГЦК 0,0057 0,0078 0,22 4490 0,0064 [12] Ni ГЦК 0,037 0,038 0,19 800 [14] Ni–30Cu ГЦК 0,08 0,08 0,23 460 0,0108 [14] CrFeCoNi ГЦК 0,1 0,175 0,21 194 0,008 [15] CrMnFeCoNi ГЦК 0,16 0,3 0,21 114 0,015 [3] CrMnFeCoNi2 ГЦК 0,14 0,34 0,24 113 0,014 VCrMnFeCoNi2 ГЦК 0,28 0,465 0,32 111 0,038 Cr ОЦК 0,20 44 [8] Fe ОЦК 0,22 84 [8] AlTiVCrNbMo ОЦК 0,22 18,7 [2] ТЕРМОАКТИВАЦИОННЫЙ АНАЛИЗ ТЕМПЕРАТУРНОЙ ЗАВИСИМОСТИ 41 для систем Ag–In, Cu–Zn и Cu–Ni наглядно представлены на рис. 3. Видно, что с увеличением концентрации растворяемого легирующего элемента значения как а, так и (0) повышаются. Например, для си- стемы Cu–Zn значение а возрастает от 0,002 ГПа для чистой меди до 0,012 ГПа для Cu–30Zn, а (0) — от 0,0035 до 0,028 ГПа (при этом U0 повышается от 0,11 до 0,18 эВ, а V понижается от 2450 1024 до 520 1024 см3). Подобная тенденция наблюдается и для Ni–Cu, CrFeCoNi, CrMnFeCoNi, CrMnFeCoNi2, VCrMnFeCoNi2 (табл. 1). Кроме того, при анализе представленных на рис. 3 зависимостей обращает на себя внимание изменение характера концентрацион- ной зависимости как критического сопротивления сдвига при 0 К (0), так и его атермической компоненты а при увеличении концен- трации легирующего элемента. Как известно, в настоящее время предложено несколько моделей твёрдорастворного упрочнения, ко- торые сводятся, по сути, или к параболической зависимости твёр- дорастворной части напряжения течения от концентрации легиру- ющего элемента, (например, теория Флейшера [17]), или к линей- ной зависимости (теория Мотта–Набарро [18]). По нашему мнению на кривых зависимости упрочнения может (и должен) наблюдаться перегиб, отвечающий переходу от механизма типа Флейшера к ме- ханизму Мотта–Набарро. Схематически такой переход представлен на рис. 4. Из представленных на рис. 3 данных следует, что в би- нарных сплавах характер концентрационной зависимости как кри- тического сопротивления сдвига при 0 К (0), так и его атермической компоненты а действительно изменяется с увеличением концен- трации легирующего элемента от параболической к линейной. В таблице 1 также представлены значения усреднённого относи- тельного изменения параметра кристаллической решётки ( а/а)ср. указанных систем, вычисленные по формуле ср. ( ) ( ) , i i B B i a a c a a a (9) где ci — концентрация входящего в сплав элемента, ai — параметр кристаллической решётки входящего в сплав элемента в кристал- лической модификации сплава, aВ — параметр кристаллической решётки сплава, вычисленный согласно закону Вегарда aВ i ii c a . Как видно из рисунка 5, характер изменения а, (0) в зависимости от ( a/a)ср. хорошо соотносится с изменением этих величин в зави- симости от концентрации входящего в твёрдый раствор легирую- щего элемента (рис. 3). Изменение энергии активации (U0), активационного объёма (V) для Ni, Ni–30Cu, CrFeCoNi, CrMnFeCoNi, CrMnFeCoNi2 и VCrMnFeCoNi2, а также усреднённого относительного изменения 42 С. А. ФИРСТОВ, Т. Г. РОГУЛЬ параметра кристаллической решётки сплавов ( a/a)ср. продемон- стрировано на рис. 6. Видно (рис. 6, табл. 1), что с добавлением ле- гирующего элемента, как и в случае бинарных твёрдых растворов, температурная зависимость предела текучести усиливается, вели- чины а, (0), U0 возрастают, а величина V понижается, при этом ве- личина ( a/a)ср. также увеличивается. Таким образом, как в бинарных, так и в поликомпонентных си- стемах добавление легирующего элемента, входящего в твёрдый раствор, приводит к усилению температурной зависимости предела текучести (соответствующего критического напряжения сдвига) и росту атермической составляющей. При этом отчётливо видна тен- денция к увеличению значений энергии активации движения дис- локаций U0, уменьшению значений активационного объёма V с уве- Рис. 3. Влияние концентрации входящих в твёрдый раствор легирующих элементов на величины атермической компоненты критического напря- жения сдвига а и критического напряжения сдвига при 0 К (0) для систем Ag–In (а), Cu–Zn (б) и Cu–Ni (в). Fig. 3. The effect of concentration of alloying elements contained in solid so- lution on the athermal component of the critical shear stress a and critical shear stress at 0 K (0) for the systems Ag–In (а), Cu–Zn (б) and Cu– Ni (в). ТЕРМОАКТИВАЦИОННЫЙ АНАЛИЗ ТЕМПЕРАТУРНОЙ ЗАВИСИМОСТИ 43 личением усреднённого относительного изменения параметра кри- сталлической решётки ( a/a)ср.. В таблице 1 для сравнения приведены значения U0 и V для ОЦК- металлов Cr и Fe [8, 9] и поликомпонентного ОЦК-сплава AlTiVCrNbMo [2]. Видно, что если значения U0 для сплава и приве- дённых в таблице металлов достаточно близки, то значения V для твёрдых растворов в бинарных системах значительно ниже, чем для чистых ГЦК-металлов и с увеличением концентрации легирующего элемента ближе к значениям V в ОЦК-металлах. Различие в значениях активационных объёмов в ОЦК- и ГЦК- металлах связано с различной природой барьеров, которые дисло- кации преодолевают в этих металлах с помощью термических флуктуаций при понижении температуры ниже (0,15–0,2)Тпл.. Так в ОЦК-металлах дислокации преодолевают барьеры Пайерлса пу- тём зарождения и перемещения парных перегибов, а в ГЦК- металлах барьеры Пайерлса низки и температурно-скоростная за- висимость напряжения течения, контролируется барьерами иной природы: в чистых ГЦК-металлах это пересечение дислокаций «ле- са», а при легировании, очевидно, повышение сил трения обуслов- лено взаимодействием дислокаций с примесными атомами. Как следует из таблицы 1 и рис. 6, существует несомненная корре- ляция между увеличением уровня пикоразмерных дисторсий кри- сталлической решётки, описываемых величиной усреднённого отно- сительного изменения параметра кристаллической решётки ( a/a)ср., и уменьшением активационного объёма. Уменьшение акти- Рис. 4. Схематический переход от параболической к линейной зависимо- сти твёрдорастворной части напряжения течения от концентрации леги- рующего элемента. Fig. 4. Schematic transition between parabolic and linear dependences of the flow stress solid solution part on the alloying element concentration. 44 С. А. ФИРСТОВ, Т. Г. РОГУЛЬ вационного объёма в бинарных и поликомпонентных ГЦК-твёрдых растворах, обусловленное, главным образом, уменьшением расстоя- ния между точками закрепления дислокационной линии, приводит к усилению сопротивления решётки движению дислокаций (сил «трения») и вызывает отчётливое усиление температурной зависи- мости напряжения течения (табл. 1, рис. 1, 6). Таким образом, температурная зависимость напряжения течения в ГЦК-твёрдых растворах с увеличением концентрации легирующих элементов начинает напоминать таковую для металлов с ОЦК- решёткой, у которых она обусловлена барьерами Пайерлса–Набарро (b.c.c.-like behaviour). Рис. 5. Влияние усреднённого относительного изменения параметра кри- сталлической решётки ( a/a)ср. на величины атермической компоненты критического напряжения сдвига а и критического напряжения сдвига при 0 К (0) для систем Ag–In (а), Cu–Zn (б) и Cu–Ni (в). Fig. 5. The effect of the average relative change of the lattice parameter ( a/a)ср. on the athermal component of the critical shear stress a and critical shear stress at 0 K (0) for the systems Ag–In (а), Cu–Zn (б) and Cu– Ni (в). ТЕРМОАКТИВАЦИОННЫЙ АНАЛИЗ ТЕМПЕРАТУРНОЙ ЗАВИСИМОСТИ 45 Возможно, что усреднённые дисторсии кристаллической решётки, в основном, увеличивают атермическую компоненту напряжения тече- ния вследствие вариации вектора Бюргерса вдоль дислокационной ли- нии (как по длине, так и по направлению), что приводит на некоторых участках дислокации к появлению составляющей данного вектора, нормальной к плоскости скольжения. Согласно работам [2, 3] повыше- ние твёрдости твёрдого раствора H может быть описано простым вы- ражением H kH( a/a)ср.Gср., (10) где kH — коэффициент твёрдорастворного упрочнения, находится в пределах 1,5–1,6, Gср. — экспериментальный (средний) модуль сдвига. Рис. 6. Изменение энергии активации движения дислокаций (U0), актива- ционного объёма (V) и усреднённого относительного изменения параметра кристаллической решётки сплавов ( a/a)ср. для Ni, Ni–30Cu, CrFeCoNi, CrMnFeCoNi, CrMnFeCoNi2 и VCrMnFeCoNi2. Fig. 6. Changes of dislocations motion activation energy (U0), activation volume (V), and average relative change of the alloys’ lattice parameter ( a/a)ср. for Ni, Ni–30Cu, CrFeCoNi, CrMnFeCoNi, CrMnFeCoNi2, and VCrMnFeCoNi2. 46 С. А. ФИРСТОВ, Т. Г. РОГУЛЬ 4. ВЫВОДЫ 1. В сравнении с чистыми металлами в бинарных и поликомпо- нентных ГЦК-твёрдых растворах наблюдается как существенное увеличение атермической компоненты, так и более резкая зависи- мость термической компоненты критического напряжения сдвига (или термической компоненты соответствующего предела текуче- сти) от температуры. 2. С увеличением концентрации легирующего элемента в бинарных сплавах характер концентрационной зависимости как критическо- го сопротивления сдвигу при 0 К, так и его атермической компо- ненты меняется от параболического к линейному, что, по- видимому, обусловлено сменой микромеханизма твёрдорастворного упрочнения. 3. Определённая по методике Трефилова и Мильмана энергия акти- вации движения дислокаций U0 в бинарных и поликомпонентных ГЦК-твёрдых растворах несколько выше, чем в чистых металлах с ГЦК-решёткой (к примеру, 0,11 эВ для Cu и 0,18 эВ для Cu–30Zn), в то время как активационный объём V уменьшается в разы (к при- меру, от 2450 1024 см 3 для Cu до 520 1024 см 3 для Cu–30Zn). 4. Увеличение энергии активации движения дислокаций и умень- шение активационного объёма в бинарных и поликомпонентных ГЦК-твёрдых растворах в сравнении с чистыми ГЦК-металлами свидетельствует об увеличении сил «трения» со стороны кристал- лической решётки при движении дислокаций. Это обусловлено как возрастанием при легировании уровня пикоразмерных дисторсий кристаллической решётки, так и уменьшением расстояния между точками закрепления дислокаций атомами легирующих элементов, вызывающими наибольшие искажения. 5. Упрочнение, вызываемое пикоразмерными дисторсиями кри- сталлической решётки в бинарных и поликомпонентных твёрдых растворах, может быть обусловлено появлением на некоторых участках дислокации составляющей вектора Бюргерса, нормаль- ной к плоскости скольжения [2, 3]. ЦИТИРОВАННАЯ ЛИТЕРАТУРА 1. O. N. Senkov, G. B. Wilks, D. B. Miracle, C. P. Chuang, and P. K. Liaw, Intermetallics, 18, No. 9: 1758 (2010). 2. С. А. Фирстов, Т. Г. Рогуль, Н. А. Крапивка, С. С. Пономарев, В. Н. Ткач, В. В. Ковыляев, В. Ф. Горбань, М. В. Карпец, Деформация и разрушение материалов, № 2: 9 (2013). 3. С. А. Фирстов, Т. Г. Рогуль, Н. А. Крапивка, С. С. Пономарев, В. В. Ковыляев, Н. И. Даниленко, Н. Д. Бега, В. И. Даниленко, С. И. Чугунова, Порошковая металлургия, № 3/4 (508): 127 (2016). ТЕРМОАКТИВАЦИОННЫЙ АНАЛИЗ ТЕМПЕРАТУРНОЙ ЗАВИСИМОСТИ 47 4. A. Seeger, Report of Dislocations and Mechanical Properties of Solids (Like Placid Conference, London, 1957) (New York: Wiley: 1957; London: Chapman and Hall: 1957), p. 268. 5. A. Seeger, Kristallplastizität. Handbuch der Physik. Bd. 7/2 (Berlin: Springer- Verlag: 1958), S. 277. 6. H. Conrad, Acta Met., 6, Iss. 5: 339 (1958). 7. Г. Конрад, Текучесть и пластическое течение ОЦК-металлов при низких температурах. Структура и механические свойства металлов (Москва: Металлургия: 1967), с. 225. 8. Ю. В. Мильман, В. И. Трефилов, О физической природе температурной зависимости предела текучести. Механизм разрушения металлов (Киев: Наукова думка: 1966), c. 59. 9. В. И. Трефилов, Ю. В. Мильман, С. А. Фирстов, Физические основы прочности тугоплавких металлов (Киев: Наукова думка: 1975). 10. P. Haasen, Acta Met., 5: 598 (1957). 11. П. Хаазен, Механические свойства твёрдых растворов и интерметалличе- ских соединений. Физическое металловедение (Ред. Р. У. Кан, П. Хаазен) (Москва: Металлургия: 1987), т. 3, c. 187. 12. O. Boser, Metallurgical Transactions, 3, No. 4: 843 (1972). 13. T. E. Mitchell, Progr. Appl. Mater. Res., No. 6: 117 (1964). 14. W. D. Jenkins, T. G. Digges, and C. R. Johnson, Journal of Research of the National Bureau of Standards, 58, No. 4: 201 (1957). 15. A. Gali and E. P. George, Intermetallics, 39: 74 (2013). 16. K. L. Johnson, J. Mech. Phys. Solids, 18: 115 (1970). 17. R. L. Fleischer, Acta Metall., 11: 203 (1963). 18. N. F. Mott and F. R. N. Nabarro, Rep. Conf. on Strength of Solids (London: Physical Society: 1948), p. 1. REFERENCES 1. O. N. Senkov, G. B. Wilks, D. B. Miracle, C. P. Chuang, and P. K. Liaw, Intermetallics, 18, No. 9: 1758 (2010). 2. S. A. Firstov, T. G. Rogul, N. A. Krapivka, S. S. Ponomaryov, V. N. Tkach, V. V. Kovylyaev, V. F. Gorban, and M. V. Karpets, Deformatsiya i Razrushenie materialov, No. 2: 9 (2013) (in Russian). 3. S. A. Firstov, T. G. Rogul, N. A. Krapivka, S. S. Ponomaryov, V. V. Kovylyaev, N. I. Danilenko, N. D. Bega, V. I. Danilenko, and S. I. Chugunova, Poroshkovaya Metallurgiya, Nos. 3/4 (508): 127 (2016) (in Russian). 4. A. Seeger, Report of Dislocations and Mechanical Properties of Solids (Like Placid Conference, London, 1957) (New York: Wiley: 1957; London: Chapman and Hall: 1957), p. 268. 5. A. Seeger, Kristallplastizität. Handbuch der Physik. Bd. 7/2 (Berlin: Springer- Verlag: 1958), S. 277. 6. H. Conrad, Acta Met., 6, Iss. 5: 339 (1958). 7. H. Conrad, Tekuchest i Plasticheskoe Techenie OTsK-Metallov pri Nizkikh Temperaturakh. Struktura i Mekhanicheskie Svoystva Metallov [Yield and Plastic Flow for B.C.C. Metals at Low Temperatures. Structure and Mechanical Properties of Metals] (Moscow: Metallurgiya: 1967), p. 225 (Russian https://doi.org/10.1016/j.intermet.2010.05.014 https://doi.org/10.1016/0001-6160(58)90071-3 48 С. А. ФИРСТОВ, Т. Г. РОГУЛЬ translation). 8. Yu. V. Mil'man and V. I. Trefilov, O Fizicheskoy Prirode Temperaturnoy Zavisimosti Predela Tekuchesti. Mekhanizm Razrusheniya Metallov [Physical Nature of the Temperature Dependence of Yield Stress. Metal Fracture Mechanism] (Kiev: Naukova Dumka: 1966), p. 59 (in Russian). 9. V. I. Trefilov, Yu. V. Milman, and S. A. Firstov, Fizicheskie Osnovy Prochnosti Tugoplavkikh Metallov [Physical Foundations of the Strength of Refractory Metals] (Kiev: Naukova Dumka: 1975) (in Russian). 10. P. Haasen, Acta Met., 5: 598 (1957). 11. P. Haasen, Mekhanicheskie Svoystva Tverdykh Rastvorov i Intermetallicheskikh Soedineniy. Fizicheskoe Metallovedenie [Mechanical Properties of Solid Solutions and Intermetallic Compounds. Physical Metallurgy] (Eds. R. W. Cahn and P. Haasen] (Moscow: Metallurgiya: 1987), vol. 3, p. 187 (Russian translation). 12. O. Boser, Metallurgical Transactions, 3, No. 4: 843 (1972). 13. T. E. Mitchell, Progr. Appl. Mater. Res., No. 6: 117 (1964). 14. W. D. Jenkins, T. G. Digges, and C. R. Johnson, Journal of Research of the National Bureau of Standards, 58, No. 4: 201 (1957). 15. A. Gali and E. P. George, Intermetallics, 39: 74 (2013). 16. K. L. Johnson, J. Mech. Phys. Solids, 18: 115 (1970). 17. R. L. Fleischer, Acta Metall., 11: 203 (1963). 18. N. F. Mott and F. R. N. Nabarro, Rep. Conf. on Strength of Solids (London: Physical Society: 1948), p. 1. https://doi.org/10.1016/0001-6160(57)90129-3 https://doi.org/10.1007/BF02647658 https://doi.org/10.6028/jres.058.027 https://doi.org/10.6028/jres.058.027 https://doi.org/10.1016/j.intermet.2013.03.018 https://doi.org/10.1016/0022-5096(70)90029-3 https://doi.org/10.1016/0001-6160(63)90213-X

Термоактивационный анализ температурной зависимости напряжения течения в твёрдых растворах с ГЦК-решёткой

Репозитарії

Схожі ресурси