Физическое обоснование диаграммы истинная деформация - температура поликристаллических ОЦК-металлов

Рассмотрен один из возможных вариантов физического обоснования вида диаграммы истинная деформация - температура поликристаллических ОЦК-металлов от начальных этапов пластической деформации вплоть до разрушения в интервале температур от полностью хрупкого разрушения до образования новой зеренной с...

Повний опис

Збережено в:

Бібліографічні деталі
Опубліковано в: :	Проблемы прочности
Дата:	2000
Автор:	Печковский, Э.П.
Формат:	Стаття
Мова:	Російська
Опубліковано:	Інститут проблем міцності ім. Г.С. Писаренко НАН України 2000
Теми:	Научно-технический раздел
Онлайн доступ:	https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/46309
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:	Физическое обоснование диаграммы истинная деформация - температура поликристаллических ОЦК-металлов / Э.П. Печковский // Проблемы прочности. — 2000. — № 4. — С. 104-118. — Бібліогр.: 19 назв. — рос.

Репозитарії

Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine

_version_	1859868463205449728
author	Печковский, Э.П.
author_facet	Печковский, Э.П.
citation_txt	Физическое обоснование диаграммы истинная деформация - температура поликристаллических ОЦК-металлов / Э.П. Печковский // Проблемы прочности. — 2000. — № 4. — С. 104-118. — Бібліогр.: 19 назв. — рос.
collection	DSpace DC
container_title	Проблемы прочности
description	Рассмотрен один из возможных вариантов физического обоснования вида диаграммы истинная деформация - температура поликристаллических ОЦК-металлов от начальных этапов пластической деформации вплоть до разрушения в интервале температур от полностью хрупкого разрушения до образования новой зеренной структуры в результате динамической рекристаллизации. Предложена модель, которая позволяет объяснить характер температурных зависимостей критических деформаций смены типа дислокационной структуры в процессе непрерывного нагружения. На примере молибденового сплава МЧВП выполнен сравнительный анализ расчетных и экспериментальных температурных зависимостей критических деформаций, который показал их хорошее соответствие. Проанализировано влияние факторов, определяющих форму и положение кривых критических деформаций на диаграмме истинная деформация - температура. Розглянуто один із можливих варіантів фізичного обгрунтування виду діаграми істинна деформація - температура полікристалічних ОЦК-металів від початкових етапів пластичної деформації до руйнування в інтервалі температур від повністю крихкого руйнування до утворення нової зеренної структури. Запропоновано модель, яка дозволяє пояснити характер температурних залежностей критичних деформацій зміни типу дислокаційної структури в процесі безперервного навантаження. На прикладі молібденового сплаву МЧВП виконано порівняльний аналіз розрахункових та експериментальних температурних залежностей критичних деформацій, який показав їх хорошу відповідність. Проаналізовано вплив факторів, які визначають форму та положення кривих критичних деформацій на діаграмі істинна деформація - температура. We proposed a version of physical substantiation of the true strain-temperature diagram of vcc polycristalline metals starting from the initial stages of plastic deformation until final fracture in the temperature range covering purely brittle fracture and formation of new grain structure due dynamic recrystallization. We proposed a model that allows to explain the trends in temperature dependence for critical strains, which control changes of dislocation structure types that occur in the process of continuous loading. For MChVP molybdenum alloy we provided comparative analysis of calculated and experimental temperature dependence of critical strains, which demonstrated a fairly good correlation. We analyzed the influence of main factors determining shape and location of critical strain curves on the true strain-temperature diagrams.
first_indexed	2025-12-07T15:49:07Z
format	Article
fulltext	УДК 539.389.3:669.28:620.17 Физическое обоснование диаграммы истинная деформация - температура поликристаллических ОЦК-металлов Э. П. Печковский Институт проблем материаловедения НАН Украины, Киев, Украина Рассмотрен один из возможных вариантов физического обоснования вида диаграммы истинная деформация - температура поликристаллических ОЦК-металлов от начальных этапов пластической деформации вплоть до разрушения в интервале температур от полностью хрупкого разрушения до образования новой зеренной структуры в результате динамической рекристаллизации. Предложена модель, которая позволяет объяснить ха рактер температурных зависимостей критических деформаций смены типа дислокаци онной структуры в процессе непрерывного нагружения. На примере молибденового сплава МЧВП выполнен сравнительный анализ расчетных и экспериментальных температурных зависимостей критических деформаций, который показал их хорошее соответствие. Про анализировано влияние факторов, определяющих форму и положение кривых критических деформаций на диаграмме истинная деформация - температура. Установлено, что одним из эффективных методов изучения структур ного и механического поведения конкретного металла в процессе его плас тической деформации от начальных этапов вплоть до разрушения в ш и роком интервале температур является построение диаграммы истинная де формация - температура (ИДТ) [1-4]. Диаграмма ИДТ строится по экспериментально полученным резуль татам механических испытаний и просвечивающей электронной микро скопии [2-4] и представляет собой совокупность температурных зависи мостей критических деформаций последовательной смены типов дислока ционной структуры, а значит, механизмов пластической деформации, т.е. фактически является диаграммой структурных состояний. Наличие критических деформаций смены типа дислокационной струк туры путем ее перестройки можно объяснить исходя из представлений об энергетической неустойчивости хаотического распределения дислокаций при их большой плотности, разработанных Хольтом [5]. По достижении критической величины упругой энергии в металле, когда поля напряжений отдельных дислокаций перекрываются настолько, что их взаимодействие (притяжение или отталкивание) становится значительным и может привести к коллективному перемещению, такое распределение дислокаций должно распадаться в энергетически более устойчивое состояние с образованием модулированной (пятнистой) дислокационной структуры типа ячеистой. Со ответствующее значение деформации начала перестройки дислокационной структуры является критическим (екр) и каждое его последующее значение обусловлено достижением критической величины упругой энергии в пред шествующей дислокационной структуре. В результате диаграмма ИДТ с большой точностью устанавливает температурно-деформационные границы предельных структурных состояний, т.е. области их существования, отра жает стадии упрочнения металла и механизмы их протекания. © Э. П. ПЕЧКОВСКИЙ, 2000 104 ISSN 0556-171Х. Проблемы прочности, 2000, № 4 Физическое обоснование диаграммы истинная деформация е Рис. 1. Диаграмма ИДТ молибденового сплава МЧВП (размер зерна 30 мкм). В качестве примера на рис. 1 приведена экспериментально построенная диаграмма ИДТ молибденового сплава М ЧВП [2]. Здесь температурно деформационная область Н - начальная стадия упрочнения, ограничена кривой деформации окончания площадки текучести (кривая е н). Область Л, ограниченная кривой е л , - линейная стадия упрочнения (дислокации со средоточены преимущественно в плоских скоплениях). Параболические ста дии упрочнения: 1 - хаотическое распределение дислокаций; 2 - дисло кации распределены в виде клубков-сплетений; 3 - слаборазориентиро- ванная ячеистая структура; В С - высокотемпературная параболическая ста дия упрочнения (слаборазориентированная ячеистая структура - отличается от той, которая существует на стадии 3, преобладанием краевых компонент дислокаций). Стадии динамического возврата: Н Д В - низкотемпературный динамический возврат (сильноразориентированная ячеистая структура); В Д В - высокотемпературный динамический возврат (субзеренная струк тура). Кривые е1, е1, е 2 , е2, е з, е 3, е 4 - критические деформации перехода между соответствующими структурными состояниями. Кривые е 5, е 6 - температурные зависимости соответственно начала динамической рекрис таллизации (Д Р ) и окончания формирования новой зеренной структуры (Н З). Кривая е 0 - температурная зависимость равномерной деформации (с точки зрения изменения структурного состояния е 0 не является крити ческой), е к - конечная деформация (разрушение образца). 0556-171Х. Проблемы прочности, 2000, № 4 105 Э. П. Печковский Построенные для ряда поликристаллических ОЦК-металлов и сплавов диаграммы ИДТ [1-4] имею т ряд общих характерных особенностей, ко торые можно рассматривать в качестве закономерностей, а значит, требу ющих физического обоснования. Ранее [6] получены принципиально воз можные аналитические выражения, описывающие температурные зависи мости основных линий диаграммы ИДТ (критические деформации обра зования ячеистых структур и динамического возврата). В настоящей работе рассматривается один из возможных вариантов физического обоснования вида диаграммы ИДТ в ее полном объеме. Предлагается модель, которая позволяет объяснить характер температурных зависимостей критических деформаций смены типа дислокационной структуры в процессе непре рывного активного нагружения металлов. Ф и зи ческая модель. В основу модели положены известные пред ставления о дислокационной природе пластической деформации металлов. Образование новых дислокаций и их перемещение, т.е. пластическая де формация, происходят в результате совместного действия силового и тепло вого факторов на металл, причем если под действием напряжения дисло кации образуются и перемещаются, то тепловое воздействие непосред ственно способно обеспечить только их перемещение. Каждый из этих факторов по-разному воздействует на краевые и винтовые компоненты сме шанных дислокаций, что обусловливает их различный вклад в величину пластической деформации. Скорость движения образовавшихся дислокаций определяет их суммарный путь и, следовательно, контролирует величину такой плотности дислокаций, которая создает критическую величину поля упругих напряжений, обусловливающую смену типа дислокационной струк туры. Это означает, что скорость движения дислокаций контролирует и соответствующее конкретное значение критической деформации е кр, при чем таким образом, что с увеличением скорости движения дислокаций екр уменьшается (критическая величина поля упругих напряжений достигается при меньшей деформации). Поскольку скорость движения дислокаций в общем случае имеет экспоненциальный характер зависимости от темпе ратуры и напряжения, то и контролируемая ею величина критической де формации е кр должна иметь экспоненциальный тип температурной зави симости. При Т < 0,15 Тпл вследствие низкой тепловой энергии повышение ско рости движения дислокаций происходит под действием силового фактора (напряжения). Он активизирует краевые компоненты дислокаций, для ко торых напряжение образования ниже, а скорость перемещения выше, чем у винтовых компонент. Дислокации движутся в своих первоначальных плос костях скольжения. Образование плоских скоплений дислокаций ускоряет достижение критической величины поля упругих напряжений. В результате при понижении температуры, которое сопровождается повышением напря жения, а значит, и скорости движения дислокаций, величина е кр умень шается. Другими словами, температурная зависимость е кр в этом темпе ратурном интервале является возрастающей. 106 0556-171Х. Проблемы прочности, 2000, № 4 Физическое обоснование диаграммы истинная деформация В температурном интервале 0,15 Тпл < Т < 0,4 Тпл, где напряжение тече ния ОЦК-металлов значительно снижается, рост скорости движения дисло каций происходит под действием тепловой энергии. Она активизирует вин товые компоненты дислокаций - процесс пластической деформации прак тически полностью контролируется термически активируемым преодоле нием препятствий дислокациями путем поперечного скольжения, которое обеспечивают винтовые компоненты. Повышение температуры приводит к увеличению скорости движения дислокаций, в результате чего критическая плотность дислокаций достигается при меньших значениях деформации, т.е. е кр снижается. Иными словами, температурная зависимость величины е кр в этой области является ниспадающей. Процесс постепенного перехода от механизма пластической деформа ции, контролируемого краевыми компонентами при низких температурах, при котором зависимость е кр (Т ) имеет возрастающий характер, к меха низму, контролируемому винтовыми компонентами при средних темпера турах, при котором эта зависимость - ниспадающая, находит свое отра жение на температурной зависимости критической деформации в появлении плавного максимума в области Т ~0 ,15Т пл. А н али тическое описание. Зависимость скорости движения дислока ций от температуры и напряжения использовалась многими исследова телями [7-13] для установления соотношения между напряжением течения металла и температурой. Получено [10-13] выражение типа где В - предэкспоненциальный множитель, который определяется свойст вами материала и условиями испытания; и - энергия активации движения дислокаций, энергетический барьер, который дислокации преодолевают с помощью термической активации; к - постоянная Больцмана. Выражение (1) нашло хорошее экспериментальное подтверждение как на большом количестве материалов, так и в широком интервале температур С другой стороны, в работах [2, 15] показано, что параметры дефор мационного упрочнения, характеризующие прочностные (о е - истинный предел упругости, о з - физический предел текучести, К п - коэффициенты деформационного упрочнения на отдельных стадиях п) и пластические (в частности, е кр - критические деформации перестройки дислокационной структуры) свойства, взаимосвязаны. Так, в температурном интервале (0,15...0 ,45)Гпл для молибденовых сплавов установлены [2] следующие соотношения: где С 1 и С 2 - константы; о е - истинный предел упругости (напряжение течения на начальном этапе пластической деформации); О - модуль сдвига; п - номер стадии упрочнения. (1) [10-14]. е„ = С 1„ а е / С = С 2п (К 1 / Є )2 , (2) ISSN 0556-171Х. Проблемыы прочности, 2000, № 4 107 108 ISSN 0556-17IX. Проблемы прочности, 2000, N2 4 Структурные состояния и механизмы пластической деформации в температурно-деформационных областях диаграммы ИДТ молибденового сплава МЧВП (см. рис. 1) Характеристика, область на диаграмме ИДТ Структурное состояние Г, °С Г /Г1 ' 1 пл Энергия активации и , эВ Механизм пластической деформации* Структурный элемент, в котором осуществляется элементарный акт пластической деформации а е [14], Н Дислокации с низкой плотностью со средоточены в областях, прилегающих к границам зерен -20...250 250...450 450...950 1000...1500 0,09...0,18 0,18...0,25 0,25...0,42 0,44...0,61 0,22 Переходный интервал 0,25 1,08 1, 2 1, 2 2 3 Области, прилегающие к границам зерен а , [14], 1 Дислокации с высокой плотностью хао тически распределены в объеме зерен -50...400 450...1000 1100...1500 0,08...0,23 0,25...0,44 0,48...0,61 0,19 0,40 1,43 2 2, 4 5 Объем зерна ер 2 Дислокации распределены в объеме зе рен в виде клубков 0...250 300...950 0,10...0,18 0,20...0,42 Переменная 0,24 1, 2 2 Объем зерна (клубки-сплетения) е2 > 3 Дислокации сосредоточены в границах слаборазориентированных ячеек 0...200 250...950 1000...1200 0,10...0,16 0,18...0,42 0,44...0,61 Переменная 0,24 1,01 1, 2 2 5 Границы ячеек е3, НДВ Дислокации сосредоточены в границах сильноразориентированных ячеек 100...950 0,13...0,42 0,24 2, 6 То же е[,ВС Слаборазориентированная ячеистая структура 1000...1500 0,44...0,61 1,01 3 - » » - е'̂ , ВДВ Дислокации сосредоточены в границах полигональных ячеек-субзерен 1000...1500 0,44...0,61 1,01 5, 6 Границы полигонов-субзерен е5, ДР, НЗ Начало динамической рекристаллиза ции - появление новой зеренной струк туры 700...1500 0,44...0,61 2,01 7 Границы полигонов-субзерен, границы новых зерен * 1 - скольжение краевых компонент дислокаций в своих плоскостях, активированное силовым фактором (дислокационный механизм); 2 - скольжение винтовых компонент дислокаций, активированное термическим фактором (дислокационный механизм); 3 - переползание и скольжение краевых дислокаций - термически активированное образование порогов (ступенек) на краевых компонентах дислокаций и их перемещение вдоль линии дислокации (диффузионно-дислокационный механизм); 4 - термически активированный отрыв участков дислокаций от атомов примесей; 5 - переползание краевых компонент дислокаций, сопровождаемое миграцией вакансий вдоль линии дислокации (диффузионный механизм); 6 - аннигиляция дислокаций противоположного знака в границах ячеек; 7 - переползание краевых компонент дислокаций, миграция вакансий вдоль линии дислокации, обусловливающие миграцию границ полигональных ячеек-субзерен (диффузионный механизм). Э. 77. П ечковский Физическое обоснование диаграммы истинная деформация Из соотношений (2) следует, что температурные зависимости входящих в них величин в пределах одного температурного интервала могут опре деляться одним и тем же механизмом пластической деформации (иметь одинаковые значения энергии активации и ), а именно — механизмом, кото рый, как установлено в большом количестве работ [7-13], контролируется скоростью движения дислокаций. Для проверки этого предположения были определены значения энергии активации и по температурным зависимостям критических деформаций перестройки дислокационной структуры - е 1, е'і, е 2 , е 3 , в'з, е 5 (рис. 1) по методике авторов [10- 12]. Рис. 2. Температурные зависимости критических деформаций смены типа дислокационной структуры молибденового сплава МЧВП, представленные в соответствующих координатах для определения величины энергии активации. Результаты обработки кривых е кр( Т ) представлены на рис. 2 и в таблице. Анализ этих данных показывает следующее. Во-первых, значения энергии активации и , полученные по темпера турным зависимостям о е , о 5 и е кр в соответствующих температурных интервалах, практически совпадают и соответствуют известным механизмам пластической деформации (таблица). Следовательно, подтверждается пред положение о возможности описания температурных зависимостей крити ческих деформаций в области температур выше 0,15Тпл выражением экспо ненциального типа: Выражения (1) и (3) отличаются, как видно, экспоненциальными мно жителями. Ы(ев / Т ) 1400 800 600 400 200 Ю0 9 -т і ■ і ■ \| ■ і—і---1---- 1------ 1---------- 1— 0 Т , 0С 2 3- 4- 6 - 5- 7- 8 » і і I ' I ' \| « 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0 3,5 103 / Т (3) ТББЫ 0556-171Х. Проблемы прочности, 2000, № 4 109 Э. П. Печковский Во-вторых, в температурном интервале 300...950оС ((0,20...0,42)ГПЛ) на протяжении пластической деформации, включающей ее начальный этап (на уровне напряжения истинного предела упругости о е), на стадиях сущ ест вования дислокационной структуры в виде клубков-сплетений, слабораз- ориентированной ячеистой, а также сильноразориентированной ячеистой (стадия низкотемпературного динамического возврата) - рис. 1 - действует один и тот же механизм пластической деформации с энергией активации и = 0,24 эВ - поперечное скольжение винтовых компонент дислокаций. При этом структурный элемент, в пределах которого осуществляется элемен тарный акт пластической деформации, по мере нарастания плотности дисло каций последовательно переходит от областей, непосредственно прилега ющих к границам зерен, к объему зерен, и наконец, к границам ячеек. В-третьих, на кривых критических деформаций в 1 и е2 (рис. 2) экспериментальные точки в области температурного интервала 0...250оС не укладываются на прямолинейный отрезок, что является отражением непре рывного изменения величины и , а значит, и механизма, контролирующего протекание пластической деформации в этом температурном интервале. На диаграмме ИДТ эти участки кривых е1 и е2 характеризуются наличием максимумов в области Т = 150оС (0,15Тпл) - рис. 1. Детальное рассмотрение механизмов пластической деформации и ха рактера температурных зависимостей е кр в широком интервале температур свидетельствует о следующем. При низких температурах (Т < 0,15Тпл) влияние теплового фактора на перемещение дислокаций незначительное: создать новые дислокации он не может, а его участие в преодолении энергетических барьеров дислокациями или очень слабое или вообще не успевает произойти. С другой стороны, этот температурный интервал характеризуется высокими значениями напряже ния течения ОЦК-металлов. Напряжение же образования краевых дисло каций меньше, чем винтовых; скорость перемещения краевых компонент на порядок и более превышает таковую винтовых; наконец, поле напряжения вокруг краевой дислокации превышает поле напряжения вокруг винтовой. Следовательно, главным фактором, обусловливающим образование новых дислокаций и их перемещение, является силовой. А поскольку при умень шении температуры в этой области вследствие повыш ения напряжения процессы образования и перемещения краевых компонент дислокаций об легчаются, то критическое состояние, приводящее к перестройке дислока ционной структуры, достигается при меньших значениях деформации, т.е. величина е кр уменьшается. Это нашло отражение на соответствующих участках кривых е 1 и е 2 (рис. 1). При очень низких температурах в металле преимущественно обра зуются плоские скопления дислокаций, которые служат еще одним фак тором, ускоряющим смену типа дислокационной структуры. Связано это с тем, что такая конфигурация дислокаций неустойчива: энергия плоского скопления Е ск, пропорциональная величине ( п ск X Ь) (пск - число дисло каций в скоплении, Ь - вектор Бюргерса), значительно выше, чем суммарная энергия отдельных дислокаций [16]. 110 ISSN 0556-171Х. Проблемы прочности, 2000, № 4 Физическое обоснование диаграммы истинная деформация При средних температурах (0,15ГПЛ < Т < 0,4ГПЛ) напряжение течения существенно ниже и к тому же изменяется слабо, т.е. влияние силового фактора на перемещение дислокаций уменьшается. В результате повыш ения температуры облегчается поперечное скольжение винтовых компонент дис локаций, возрастает не только их число, но и относительная величина по сравнению с краевыми. Поэтому приложенное напряжение способствует образованию новых винтовых дислокаций и компонент в большей степени, чем краевых, т.е. здесь процесс пластической деформации практически полностью контролируется термически активируемым преодолением пре пятствий дислокациями, которое обеспечивают винтовые компоненты. П о вышение температуры в этой области приводит к значительному увели чению скорости перемещения дислокаций, в результате чего критическая плотность дислокаций достигается при меньших значениях деформации, т.е. е кр уменьшается, что отражено на соответствующих участках кривых е1, е 2 и е 3 . Таким образом, в области Т > 0,15Тпл зависимость екр(Т) является ниспадающей. При высоких температурах (Т > 0,4Тпл), когда приложенные напряже ния имеют очень низкие значения и очень слабо изменяются, действует дислокационно-диффузионный механизм пластической деформации, кото рый реализуется с помощью краевых компонент дислокаций путем их переползания и скольжения (кривые е1, е'з). Тем не менее экспоненци альный характер зависимостей е кр (Т ) сохраняется (рис. 1, 2 и таблица) и имеет вид типа (3 ). Структурные исследования, выполненные методом просвечивающей электронной микроскопии [3], показали, что кривая е3 высокотемпера турного динамического возврата, полученная непосредственно из экспери мента в пределах равномерной деформации в области высоких температур, может быть экстраполирована расчетным путем с сохранением ее экспо ненциального характера в область средних температур, где проявляет себя низкотемпературный динамический возврат (на рис. 1 кривая е 4). Это означает, что в температурном интервале (0,2...0,4)Тпл критическая де формация е4 является границей смены механизмов, контролирующих про текание динамического возврата, от поперечного скольжения винтовых ком понент дислокаций к переползанию краевых компонент, в результате чего сильноразориентированная ячеистая структура сменяется на полигональную субзеренную. При больших значениях деформации и (или) температуры, когда конт ролирующим механизмом пластической деформации является диффузион ный, т.е. массоперенос, субзеренная структура, следуя через этапы форми рования высокоугловых изогнутых границ, их выпрямления, и наконец, миграции, переходит в новую зеренную структуру первичной динамической рекристаллизации [4]. При этом температурная зависимость начала ее обра зования (кривая е 5) имеет экспоненциальный характер типа (3) - рис. 1, 2 и таблица. Учет соотношения скоростей движения винтовых и краевых компонент дислокаций в соответствующих температурных интервалах позволяет пред ложить аналитические выражения для описания температурных зависимос тей критических деформаций. ISSN 0556-171Х. Проблемыы прочности, 2000, № 4 111 Э. П. Печковский Как показано выше (рис. 2, таблица), при средних температурах (0,15Тпл < Т < 0 ,4 Тпл) зависимость е кр(Т) вполне удовлетворительно опи сывается выражением типа (3). Поскольку в этом случае процесс пласти ческой деформации практически полностью контролируется термически активируемым преодолением препятствий дислокациями, которое обеспе чивают винтовые компоненты, то величина энергии активации и имеет свое максимально возможное значение (таблица). В области низких температур (Т < 0,15 Тпл) в результате повыш ения роли силового фактора, а значит, и краевых компонент термическая состав ляющая энергии преодоления препятствия снижается на величину уо и ста новится равной и ’ = и — уо , где V - активационный объем; о - внешнее напряжение. Тогда вклад в деформацию, обусловленный действием терми ческого фактора, составит: = Л ПТ 1/3 ехр и - УО т Х 3кТ (4) Если же деформацию от совместного воздействия силового и терми ческого факторов принять за единицу, то величина деформации от воздей ствия силового фактора при низких температурах определяется выражением е с = Ь ■ЛПТ 1/3 ехр и - у о г 3кТ (5) Результирующее выражение для критической деформации в области низких и средних температур имеет вид, аналогичный полученному ранее [6]: 1 - Л ПТ 1/3 ехр и - у о ’ 3кТ Л „ Т 1/3 е х р и 3кТ (6) Рис. 3 иллюстрирует экспериментально построенные температурные за висимости критических деформаций (е1, е 1, е 2 , ез , е 3 , е 5), на которые нанесены кривые, полученные расчетом по формулам (3), (6). В области средних и высоких температур, где перемещение дислокаций контроли руется тепловым фактором и величина и в пределах каждого из этих температурных интервалов постоянна (соответственно 0,24 и 1,01 эВ), наблюдается хорошее совпадение всех расчетных кривых с эксперимен тальными. Здесь использовалось выражение (3); при этом значение пред- экспоненциального множителя А п для каждой кривой, где оно практически постоянно, приводилось в соответствие с ее положением на диаграмме ИДТ методом подбора. При низких температурах, как видно из рис. 2 (кривые е1 и е2), величины и и А п непрерывно изменяются. Оценка зависимости и ( Т ) по экспериментальным данным свидетельствует о ее экспоненци альном характере типа и = ехр( а Т — Ь). При этом пары значений констант 112 ІББМ 0556-171Х. Проблемы прочности, 2000, № 4 Физическое обоснование диаграммы истинная деформация а и Ь различны для интервалов температур на подъеме к максимуму деформации и при спуске с него. Учесть же соответствующие изменения предэкспоненциальных множителей А п в полной мере не представляется возможным. Поэтому в таком температурном интервале кривые в х и е 2 , рассчитанные по формуле (6), хотя и сохраняют характер эксперимен тальных температурных зависимостей, все же отклоняются от них в области максимума (рис. 3). е Рис. 3. Сопоставление расчетных (штриховые линии) зависимостей критических деформаций молибденового сплава МЧВП с экспериментальными (сплошные линии). Перейдем к рассмотрению температурной зависимости критической деформации, предшествующей разрушению образца металла в испытатель ной машине (на рис. 1 кривая е к). Кривую е к можно разделить на два участка, граница между которыми определяется наличием или отсутствием элементов скольного механизма разрушения в образце. Ранее [2, 15] было показано, что такой границей могут быть соответствующие друг другу значения температуры и дефор мации, по достижении которых в металле начинается процесс низкотемпе ратурного динамического возврата. Н а диаграмме ИДТ этой ситуации отве чает область пересечения кривых е 3 и е к . На первом участке - в области низких и очень низких температур, где разрушение заканчивается частичным или полным сколом (для молибдена это ниже ~ 100оС), для описания деформации, предшествующей сколу е ск, можно воспользоваться выражением (5) НБЫ 0556-171Х. Проблемы прочности, 2000, № 4 113 Э. П. Печковский (7) В этом случае с понижением температуры термическая компонента деформации е ск уменьшается в большей мере, чем екр, за счет резко возросших значений напряжения, и величина пластической деформации, предшествующей разрушению сколом, практически полностью определя ется скоростью движения краевых компонент дислокаций, которые, дви гаясь в своих плоскостях скольжения, образуют мощные плоские скопления, т.е. создают высокие концентрации напряжения у препятствий и таким образом инициируют разрушение сколом. При значениях температуры и деформации, отвечающих второму участ ку кривой е к, в результате протекания динамического возврата в молибдене характер разрушения становится вязким. В этом случае, как показано в [2, 15], температурный ход кривой е к определяется температурной зависи мостью коэффициента деформационного упрочнения К : Диаграмма ИДТ, устанавливая температурно-деформационные области существования структурных состояний, тем самым позволяет непосред ственно проконтролировать закономерно протекающую смену структурного элемента, в котором реализуется тот или иной механизм пластической деформации, как при увеличении деформации, так и при повышении тем пературы (рис. 1, таблица). Видно, что пластическая деформация начинается в областях, прилегающих к границам зерен, затем распространяется на их объем, и наконец, сосредоточивается в границах ячеек. При средних зна чениях деформации и температуры пластическая деформация в них осу ществляется по механизму поперечного скольжения винтовых компонент дислокаций с последующей аннигиляцией некоторой их части, при повы шении деформации и температуры - путем переползания и последующей аннигиляции краевых компонент. Наконец, когда границы ячеек приобретут настолько значительную разориентировку, что смогут выступать в роли гра ниц субзерен и получат достаточный запас упругой энергии за счет н е к о м пенсированных дислокаций, последние способны мигрировать, в результате чего образуется новая зеренная структура. В лияни е р азл и ч н ы х ф акторов. Анализ влияния различных факторов (состав сплава, его структура, условия испытания) на характер температур ных зависимостей и их положение на диаграмме ИДТ показывает, что в его е к ~ 1/ К 2 . (8) Используя выражения (2), (3), (8), получаем (9) 114 ISSN 0556-171Х. Проблемы прочности, 2000, № 4 Физическое обоснование диаграммы истинная деформация основе лежит обусловленность температурных зависимостей е кр темпе ратурной зависимостью скорости движения дислокаций. В свою очередь, скорость движения дислокаций контролируется их способностью сохранять движение в своей плоскости или уходить из нее путем поперечного сколь жения или переползания. В пределах одного состава сплава главным фактором является струк турный, в частности размер зерна и наличие частиц второй фазы. Так, сопоставление диаграмм ИДТ молибденовых сплавов с малым (30 мкм) и с большим (150 мкм) размером зерна [3] свидетельствует о следующем. Для сплава с малым размером зерна диаграммы деформации характеризуются большой площадкой текучести и соответственно обширной начальной температурно-деформационной областью (Н ). В этом случае от мечается ускорение всех последующих структурных преобразований в про цессе деформации, которые, как известно [2 , 16-18], предпочтительно ини циируются на границах зерен, площадь поверхности которых значительно больше, чем у крупнозернистого металла. Это выражается в более низких значениях критических деформаций перестройки дислокационной и зерен- ной структуры (рис. 1). В крупнозернистом металле обширна область линей ного упрочнения, что обусловлено возможностью совершения больших пу тей свободного пробега дислокаций. При высоких температурах, где пре обладают диффузионные механизмы пластической деформации, влияние размера зерна на положение кривых критических деформаций существенно снижается, что может быть связано с уменьшением роли границ зерен в протекании процесса пластической деформации. Наличие частиц второй фазы в металле должно действовать неодно значно. Влияние оказывают такие параметры частиц, как их количество, размер, степень связи с матрицей. В зависимости от их соотношения и условий испытания структурная перестройка в металле при пластической деформации может либо ускоряться (значения екр снижаются), либо за медляться (екр повышаются). Увеличение скорости деформации, которое, как принято считать [12, 16, 17, 19], действует на металл аналогично росту напряжения, должно при водить к повышению роли краевых компонент в осуществлении пласти ческой деформации. Это может отразиться только в низкотемпературной области и, в частности, в снижении максимума на кривых е1 и е 2 . При переходе к металлам и сплавам другого состава (особенно типа кристаллической решетки) главным фактором является, конечно, энергия дефекта упаковки. Чем она ниже, тем длиннее пути свободного пробега дислокаций и тем труднее осуществляется их поперечное скольжение. С уменьшением величины энергии дефекта упаковки возрастает роль краевых компонент дислокаций. Расширяется температурный интервал проявления их определяющей роли в пластической деформации. Изменяется механизм образования ячеистой структуры: она становится результатом пересечения полос скольжения краевых компонент в различных системах, а не попе речного скольжения винтовых компонент, как у металлов с высокими зна чениями энергии дефекта упаковки. Таким образом, факторы, которые обес печивают краевым компонентам главную роль в протекании пластической ISSN 0556-171Х. Проблемы прочности, 2000, № 4 115 Э. П. Печковский деформации (снижение энергии дефекта упаковки сплава, увеличение раз мера зерна, повышение скорости деформации), обусловливают увеличение температурно-деформационной области существования линейной стадии деформационного упрочнения, смещение кривых е кр в сторону более вы соких значений деформации и образование дислокационной ячеистой струк туры, характеризующейся вытянутостью, большим размером ячеек, низким углом их разориентировки. И наоборот, факторы, которые ответственны за контролирование протекания пластической деформации винтовыми компо нентами (высокие значения энергии дефекта упаковки, малый размер зерна, низкая скорость деформации), способствуют интенсификации процессов структурообразования, т.е. снижают значения е кр, уменьшают размеры тем пературно-деформационных областей существования структурных состо яний, образуют сравнительно равноосную разориентированную мелкоячеис тую структуру. Таким образом, предложено физическое обоснование эксперименталь но получаемой диаграммы ИДТ конкретного металла или сплава, пред ставляющей собой систему температурных зависимостей критических де формаций смены структурного состояния в процессе пластической дефор мации от начальных этапов вплоть до разрушения в интервале температур от полностью хрупкого разрушения до начала динамической рекристал лизации. Оно заключается в том, что характер каждой кривой критической деформации контролируется поведением краевых и винтовых компонент дислокаций, а именно - изменяющимся соотношением их скоростей дви жения в различных условиях одновременного воздействия термического и силового факторов. Это приводит к тому, что при разных температурах каждая компонента дислокаций вносит различный вклад в достижение их критической плотности, которая обеспечивает смену типа дислокационной структуры. При этом поскольку скорость движения дислокаций в общем случае имеет экспоненциальный характер зависимости от температуры и напряжения, то и контролируемая ею величина критической деформации также имеет экспоненциальный тип температурной зависимости. Р е з ю м е Розглянуто один із можливих варіантів фізичного обгрунтування виду діа грами істинна деформація - температура полікристалічних ОЦК-металів від початкових етапів пластичної деформації до руйнування в інтервалі темпе ратур від повністю крихкого руйнування до утворення нової зеренної струк тури. Запропоновано модель, яка дозволяє пояснити характер температур них залежностей критичних деформацій зміни типу дислокаційної струк тури в процесі безперервного навантаження. На прикладі молібденового сплаву М ЧВП виконано порівняльний аналіз розрахункових та експери ментальних температурних залежностей критичних деформацій, який пока зав їх хорошу відповідність. Проаналізовано вплив факторів, які визначають форму та положення кривих критичних деформацій на діаграмі істинна деформація - температура. 116 ISSN 0556-171Х. Проблемы прочности, 2000, № 4 Физическое обоснование диаграммы истинная деформация 1. Т реф илов В. И., Г орн ая И. Д ., М о и сеев В. Ф., П ечковский Э. П. Деформационное упрочнение и вязко-хрупкий переход в молибдене // Докл. АН УССР. Сер. А. - 1981. - № 6 . - С. 95 - 98. 2. Треф илов В. И., М о и сеев В. Ф., П ечковский Э. П. и др . Деформа ционное упрочнение и разрушение поликристаллических металлов. - Киев: Наук.думка, 1989. - 256 с. 3. К авери н а C. H ., М о и сеев В. Ф., П ечковский Э. П. и др . Темпера турно-деформационные границы предельных структурных состояний в молибдене при больших деформациях // М еталлофизика и новейшие технологии. - 1994. - 16, №7. - С. 65 - 71. 4. К авери н а C. H ., М о и сеев В. Ф., П ечковский Э. П. и др . Переход структуры молибдена от высокотемпературного динамического воз врата к динамической рекристаллизации // Там же. - 1996. - 18, № 12. - С. 44 - 48. 5. H o lt D . L. Dislocation cell formation in metals // J. Appl. Phys. - 1970. - 41, N 8 . - P. 3197 - 3202. 6 . М о и сеев В. Ф., П ечковский Э. П . Температурная зависимость кри тических деформаций в диаграмме ИДТ молибдена // Электронная микроскопия и прочность материалов. - Киев: Ин-т пробл. материало ведения НАН Украины, 1999. - С. 81 - 87. 7. З е е ге р А . Дислокации и механические свойства кристаллов. - М.: Изд-во иностр. лит-ры., 1960. - С. 179 - 187. 8 . C o n ra d H . On the m echanism o f yielding and flow in iron // J. Iron and Steel Inst. - 1961. - 198, N 4 - P. 364 - 375. 9. Х а а зен П . М еханические свойства твердых растворов и интерметал лических соединений // Физическое металловедение / Под ред. Р. Кана. - М.: Мир, 1968. - Т. 3. - С. 248 - 326. 10. Т реф илов В. И . Роль типа межатомной связи при хрупком разрушении // Физическая природа хрупкого разрушения металлов. - Киев: Наук. думка, 1965. - С. 22 - 58. 11. М илъм ан Ю . В., Т реф илов В. И . О физической природе температурной зависимости предела текучести // М еханизмы разрушения металлов. - Киев: Наук.думка, 1966. - С. 59 - 76. 12. Т реф илов В. И., М илъм ан Ю . В., Ф ирст ов C. А . Физические основы прочности тугоплавких металлов. - Киев: Наук. думка, 1975. - 316 с. 13. Б ори сен ко В. А . Твердость и прочность тугоплавких материалов при высоких температурах. - Киев: Наук. думка, 1984. - 211 с. 14. П ечковский Э. П., П ерепелкин А. В., Ф ирст ов C. А . Термоактива ционный анализ температурной зависимости истинного предела упру гости молибдена // М еталлофизика и новейшие технологии. - 1998. - 20, № 4. - С. 67 - 75. 15. Т реф илов В. И., Г орн ая И. Д ., М о и сеев В. Ф., П ечковский Э. П. Динамический возврат при активной деформации // Докл. АН УССР. Сер. А. - 1988. - № 12. - С. 70 - 75. ISSN 0556-171X. Проблемыы прочности, 2000, № 4 117 Э. П. Печковский 16. К от т релл А. К . Дислокации и пластическое течение в кристаллах. - М.: М еталлургия, 1958. - 267 с. 17. М акклинт ок Ф , А р го н А . Деформация и разрушение материалов. - М.: Мир, 1970. - 443 с. 18. О рлов А. Н ., П ер евезен ц ев В. Н., Р ы би н В. В. Границы зерен в ме таллах. - М.: Металлургия, 1980. - 154 с. 19. П олухин П. И., Г орели к С. С., В орон ц ов В. К . Физические основы пластической деформации. - М.: М еталлургия, 1982. - 584 с. Поступила 14. 09. 99 118 0556-171Х. Проблемы прочности, 2000, № 4
id	nasplib_isofts_kiev_ua-123456789-46309
institution	Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
issn	0556-171X
language	Russian
last_indexed	2025-12-07T15:49:07Z
publishDate	2000
publisher	Інститут проблем міцності ім. Г.С. Писаренко НАН України
record_format	dspace
spelling	Печковский, Э.П. 2013-06-29T12:12:52Z 2013-06-29T12:12:52Z 2000 Физическое обоснование диаграммы истинная деформация - температура поликристаллических ОЦК-металлов / Э.П. Печковский // Проблемы прочности. — 2000. — № 4. — С. 104-118. — Бібліогр.: 19 назв. — рос. 0556-171X https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/46309 539.389.3:669.28:620.17 Рассмотрен один из возможных вариантов физического обоснования вида диаграммы истинная деформация - температура поликристаллических ОЦК-металлов от начальных этапов пластической деформации вплоть до разрушения в интервале температур от полностью хрупкого разрушения до образования новой зеренной структуры в результате динамической рекристаллизации. Предложена модель, которая позволяет объяснить характер температурных зависимостей критических деформаций смены типа дислокационной структуры в процессе непрерывного нагружения. На примере молибденового сплава МЧВП выполнен сравнительный анализ расчетных и экспериментальных температурных зависимостей критических деформаций, который показал их хорошее соответствие. Проанализировано влияние факторов, определяющих форму и положение кривых критических деформаций на диаграмме истинная деформация - температура. Розглянуто один із можливих варіантів фізичного обгрунтування виду діаграми істинна деформація - температура полікристалічних ОЦК-металів від початкових етапів пластичної деформації до руйнування в інтервалі температур від повністю крихкого руйнування до утворення нової зеренної структури. Запропоновано модель, яка дозволяє пояснити характер температурних залежностей критичних деформацій зміни типу дислокаційної структури в процесі безперервного навантаження. На прикладі молібденового сплаву МЧВП виконано порівняльний аналіз розрахункових та експериментальних температурних залежностей критичних деформацій, який показав їх хорошу відповідність. Проаналізовано вплив факторів, які визначають форму та положення кривих критичних деформацій на діаграмі істинна деформація - температура. We proposed a version of physical substantiation of the true strain-temperature diagram of vcc polycristalline metals starting from the initial stages of plastic deformation until final fracture in the temperature range covering purely brittle fracture and formation of new grain structure due dynamic recrystallization. We proposed a model that allows to explain the trends in temperature dependence for critical strains, which control changes of dislocation structure types that occur in the process of continuous loading. For MChVP molybdenum alloy we provided comparative analysis of calculated and experimental temperature dependence of critical strains, which demonstrated a fairly good correlation. We analyzed the influence of main factors determining shape and location of critical strain curves on the true strain-temperature diagrams. ru Інститут проблем міцності ім. Г.С. Писаренко НАН України Проблемы прочности Научно-технический раздел Физическое обоснование диаграммы истинная деформация - температура поликристаллических ОЦК-металлов Physical Substantiation of a True Strain-Temperature Diagram of VCC Polycrystalline Metals Article published earlier
spellingShingle	Физическое обоснование диаграммы истинная деформация - температура поликристаллических ОЦК-металлов Печковский, Э.П. Научно-технический раздел
title	Физическое обоснование диаграммы истинная деформация - температура поликристаллических ОЦК-металлов
title_alt	Physical Substantiation of a True Strain-Temperature Diagram of VCC Polycrystalline Metals
title_full	Физическое обоснование диаграммы истинная деформация - температура поликристаллических ОЦК-металлов
title_fullStr	Физическое обоснование диаграммы истинная деформация - температура поликристаллических ОЦК-металлов
title_full_unstemmed	Физическое обоснование диаграммы истинная деформация - температура поликристаллических ОЦК-металлов
title_short	Физическое обоснование диаграммы истинная деформация - температура поликристаллических ОЦК-металлов
title_sort	физическое обоснование диаграммы истинная деформация - температура поликристаллических оцк-металлов
topic	Научно-технический раздел
topic_facet	Научно-технический раздел
url	https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/46309
work_keys_str_mv	AT pečkovskiiép fizičeskoeobosnovaniediagrammyistinnaâdeformaciâtemperaturapolikristalličeskihockmetallov AT pečkovskiiép physicalsubstantiationofatruestraintemperaturediagramofvccpolycrystallinemetals

Физическое обоснование диаграммы истинная деформация - температура поликристаллических ОЦК-металлов

Репозитарії

Схожі ресурси