Кинетика пластической деформации упорядочивающихся сплавов тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

0 з Я $

ИНСТИТУТ ФИЗИКИ ПРОЧНОСТИ И Г/АТЕРИШВЭДНШ СИБИРСКОГО СЩЩЕШ АН СССР

На правах рукописи УДК 539.37

ТЕРЕНТЬЕВА Ирана Александровна

КИНЕТИКА ШСТИЧЕСКОЯ ДООРЙАЦШ УПОРЯДСНИВАЩЕСа СПЛАВОВ

01.04.07 - физика твердого тела

АВТОРЕФЕРАТ

двсоертагшв ва <Гсиакаквэ ученой степени кащщдата физико-математических наук

Томок - 1990

Работа выполнена в Томском орденов Октябрьской Революции и Трудового Красного Знамени государственном университете имени В.В. Куйбышева и Томском инженерно-строительном институте

Научные руководители: доктор физико-математических наук, профессор Л.£. Попов; каедвдат физико-математических наук, доцент В.А. Старенченно

Официальные оппоненты: доктор физико-математических наук Л.Б. Зуев

кандидат физико-математических наук • А.Н. Тшенцев Ведущая организация" Институт математики и механики имени академика В .И. Смирнова при ЛГУ г. Ленинград

Защита состоится г. в Ж час.

на заседании специализированного совета Д 003.61.01 при Институте физики прочности и материаловедения СО АН СССР по адресу: 634055, Томск, пр. Академический, 8.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ИФШ СО АН СССР.

Автореферат разослан У7п г.

Ученый секретарь специализированного совета,

каед. физ.-мат. наук , ~—•

.Актуальность работы. Среди материалов, обладающих высокими физико-механическими свойствами, потока способны работать в экстремальных условиях, ваяноа место занимают интермегалличес-кие соединения и упорядочивающиеся сплавы со сверхструктурой Они широко используются в качестве основы высокопрочных и жаростойких конструкционных сплавов, что связано с наблюдаемым в них явлением возрастания ряда прочностных характеристик с увеличением температуры, явлением, которое в литературе получило название температурной аномалии механических свойств.

Существенной особенностью материалов этого класса является широкая вариация прочностных характеристик в зависимости от структурных изменений и условий деформирующего воздействия. Это обусловливает необходимость создания теоретических моделей, позволяющих прогнозировать и оптимизировать механические свойства.

Для объяснения аномалии был предложен ряд механизмов термического упрочнения, позволивших во многих случаях описать, отдельные стороны этого явления. Однако экспериментальные исследования и теоретические оценки показали, что ни один из них не способен объяснить совокупность закономерностей проявления аномалии. Взаимообусловленность этих механизмов, изменение эффективности с развитием деформации, а также наложение температурных интервалов их проявления настоятельно требуют совокупного рассмотрения отдельных элементарных механизмов в единой модели. В такой ситуации математическое моделирование кинетики пластичесной деформации как инструмент синтеза разрозненных михромеханизмор деформации в единую физическую модель является прогрессивным и актуальным направлением в физике дислокаций и физическом металловедении.

Этим определяется актуальность настояцей работы, в которой с единых позиций рассмотрены закономерности термического упрочнения интерыеталладов.и сплавов, упорядочивающихся по типу Llt з процесее деформации, в рамках единой математической модели.

Основной целью диссертационной работы является теоретическое описание деформационного и термического упрочнения уио-радочиващихся по типу сплавов на основе последовательного' синтеза элементарных механизмов пластической деформации,

свойственных чистьм металлам н неупор^оченным твердым растворам, а также специфических для упорядоченных сплавов, в единой математической модели. Рассмотрение влияния кинетики атомного упорядочения на механизмы деформации, термическое и деформационное упрочнение упорядочивающихся по типу сплавов. Параметрические исследования модели для получения сравнительных оценок эффективности отдельных механизмов в различных т емп ерату рн о-си л овых условиях и последовательная вер1финация полученных результатов.

Научная новизна. Впервые неупорядоченные твердые растворы и сплавы со сверхструктурой представлены в качестве единого.объекта математического моделирования пластического поведения кристаллических тел/ Обоснована модель кинетики атомного упорядочения сплавов в ходе.пластической деформации. Исследована трансформация элементарных атомно-дислокационных механизмов деформации с изменением степени упорядоченности сплава в процессе испытания. Впервые сформулирована структурная математическая модель деформационного и термического упрочнения упорядочивавшихся по типу сплавов, базирующаяся на совокупности верифицированных механизмов пластической деформации. Оценена эффективность отдельных механизмов упрочнения в зависимости от структурных характеристик материала и условий деформирупцего воздействия.

Практическая ценность. Разработана математическая модель,позволяющая расчитать кривую деформации для класса упорядочивающихся по типу сплавов с произвольной степенью упорядоченности в исходном состоянии и в широком интервале температур испытания. Результаты параметрических исследований моделд позволяет определить редуцированные варианты её записи применительно к конкретным мате— р1алаы и условиям деформиругадего воздействия.

Обоснован экономичный метод численной реализации сформулированной модели, относящейся к классу сильно жестких задач физической кинетики.

Часть результатов, имещих характер математического предсказания,' определяет конкретные проблемы в области экспериментальных исследований рассмотренного класса материалов.

Выполненные исследования углубляют физические представления о структурных превращениях материала вследствие высокотемпературного дефорыируыцего воздействия и в дальнейшем могут быть использованы для прогнозирования эксплуатационных свойств.

iia эстету выносятся следующее положения и результаты:

1. Математическая модель термического упрочнения сплавов со сверхструктурой Llj . в которой наряду с обидами для металлов и сплавов механизмами упрочнения учтены специфические для сеерхст-pyitiypu LI2 механизмы: ускоренное накопление дислокаций, обусловленною особенностями конфигураций зон сдвига и лока-чизации скольжения в них; формирование каналов легкого поперечного скольжения вследствие накопления деформационных А$Г; диссоциация сверх-дислокаций на стадиях развитой деформации; дополнительное тормо-йэнив сверхдислокаций при повшенных температурах испытания.

2. Теоретическое описание атомного упорядочения в процессе пластической деформации, учитывающее взаимодействие подсистем де~ ¿ормационных дефектов: вакансий, дислокаций, А5Г. Модель позволяет установить закономерности атомного упорядочения в зависимости от условий деформирования, проследить влияние формирования дальнего порядка на элементарные атомио-дислокационныа механизмы де- -формации.

3. Математическая модель деформационного и термического упрочнения монокристаллов.упорядочивающихся в процессе деформации сплавов, которая подтверждается экспериментальными закономерностями их пластического поведения. В предельных случаях ) модель описывает деформационное упрочнение ЩК чистых металлов и упорядоченных сплавов со сверхструктурой Li^ •

Апробация работы. Основные результаты диссертационной работы были доложены и обсуздрны на следующих конференциях и семинарах: Объединенной сессии Постоянных семинаров "Пластическая деформация сплавов и порошковых материалов" по теме "Теория деформационных дефектов" (Томен, 1982); Ш Всесоюзном семинаре "Структура дислокаций и механические свойства металлов и сплавов" (Свердловск 1984); Третьей Всесоюзной школе по физике пластичности и прочности (Салтов , 1984); УИ Международной конференции "Прочность металлов й сплавов" (Монреаль, Канада,. 1935); Всесоюзном семинара "Пластическая деформация материалов в условиях внесших энергетических воздействий " (Новокузнецк, 1988); Объединенном заседании трех Постоянных семинаров: "Дифракционные- методы исследования искаженных структур", "Актуальные проблемы прочности" и "Физико-технояо-гйческие проблемы поверхноста металлов" (Череповец, 1968); ХШ

Всесоюзной конференции "Структура к прочность материалов в широком диапазоне температур" (I Cay нас, 1939).

публикации. Не теме диссертации опубликовано 14 работ, список основных из них приведен в конце автореферата.

Объем и структура диссертации. Диссертационная работа состоит из введения, четырех разделов, ойцих выводов и приложения. Работа содержит 144 страницы машинописного теиста, 123 рисунка и 3 таблицы. Список цитируемой литературы включает 124 наименования.

ОСНОШШ СОДлЕШЙш РАБОТЫ

Во сведении показана актуальность проблемы, обоснован выбор метода исследования, сформулированы цель и задачи работы, перечислены положения, выносимые на защиту.

В первом разделе "Особенности характера пластического поведения упорядоченных сплавов со сватссструктурой LI?. * дан обзор результатов экспериментальных и теоретических исследований по прочностным характеристикам к механизмам пластической деформации, а также особенностям дислокационной структуры упорядочивающихся по типу Liя сплавов.

Традиционный подход при теоретической описании пластического поведения упорядочивающихся сплавов состоит в разделении их на два подкласса: неупорядоченные твердые раствори, пластическая деформация которых осуществляется механизмами, аналогичными случаю чистых металлов, и упорядоченные сплавы со сверхструктурой со специфическими механизмами деформации. Такой подход страдает двумя принципиальными недостатками. Во-первых, оба объекта (твердый раствор и сплав со сверхструктурой) имеют единую природу, отличаясь только, степенью упорядоченности. Во-вторых, деформация неупорядоченных сплавов при повышенных температурах активизирует диффузионные процессы, в частности, атомное упорядочение на основе миграции деформационных вакансий (Столофф, Дэвис). Поэтому, в ходе одного испытания принципиально возможно превращение неупорядоченного твердого раствора в упорядоченный.

Такой вывод подтверждается и рядом косвенных экспериментальных фактов: кривые деформационного упрочнения твердого раствора и упорядоченного сплава f/ifFt ка его основе качественно аналогичны при повышенных температурах испытания (Старенчежо). Количественная разница в уровнях деформирующих напряжения составляет максимально 20%, тогда как в области низких и умеренных температур соот-

Еотствупцис характеристики отличаются почти вдвое.

Влияние температуры испытания на форму кривых Т(й) неупорядоченного сплава состоит в еле,дующем: 5- образные кривее в низкотемпературной области постепенно спрямляются с ростом и обнаруживают тенденцию к ло;.!0ие!кю знака кривизны на протизополок-ный вдоль всей зависимости <С{а.) .

Аналогичным образом влияет величина энергии А$Г в упогддо-•¡с'!ких по типу ь!^ сплавах и степень упорядоченности в сп.'пзах с несовершенным порядком ка формоизменение кривых Г(<1) ОСоиева, *Старенчекко, Абзаев, Нурзмото, Поуп). Причем, чем выше энергия Д.2Г (степень дальнего порядка), тем при более низких 'Г обнаруживаются признаки температурной аномалии, её интенсивность максималь-т б интерлеталлиде А/^Сге и минимальна а упорядоченном спла-ка /\fi\fe

Анализ экспериментальных данных по температурной зависимости

деформационных характеристик упорядочивающихся 110 Т111'У ^¿д елла-ров позволил заключить, что высокотемпературное деформирующее воздействие на сплав с несовершенным дальним атомным порядком стимулирует постепенный переход от механизмов, свойственных чистым металлам и твердым растворам я специфическим для сверкструктури 11? механизмам деформации вследствие развитая процесса атомного упорядочения. То есть, с точки зрения теоретического описания пластического поведения неупорядоченного сплава следует иметь в виду его промежуточное положение мезвду теориями деформационного упрочнения •петых металлов и твердых. растворов, с одной стороны, и упорядо-'* ченных сплавов со сверхструктурой, с другой.

Такой вывод определил выбор математической модели симметричной сдвиговой-деформации (Попов) в качестве теоретической основы ари описании процесса деформационного упрочнения упорядочивающихся сплавов. О та модель хорошо верифицирована для случая изотермической симметричной активной деформации с постоянной скоростью ГЦК монокристаллов чистых металлов. Принимая ети ограничения на объект моделирования, следует учесть также структурные особенности исследуемого материала. А именно, модель сдвиговой деформации сформулирована в виде уравнений баланса -деформационных дефектов, поэтому использование её в классе упорядочивающихся сплавов предполагаем:

- обобщение модели посредством учета специфического для упорядочивающихся сплавов дефекта - А£Г ■• в механизмах пластической Деформации ;

- расширение модели путём уча та возможного развития процесса атомного упорядочения;

формулировка единой математической модели пластического поведения упорядочивающихся по типу Ll? сплавов, которая в предельных случаях О и <1 -1 описывает твердые растворы и сплавы со сверхструктурой.

Зо втором разделе "Математическая модель кинетики пластической деформации сплавов со све-рхстгуктурой Li?, " рассмотрена специфика реализации в отих материалах элементарных процессов пластической деформации как следствие структурных особенностей носителя сдвиговой деформации - дислокаций.

Теоретическая схема-развития идиотической деформации предполагает в качестве исходного момента процесс активации при заданном уровне внешнего напряжения дислокационных источников, работа которых характеризуется двумя стадиям!!: термоактавируекоо движение дислокаций в докритнческоп конфигурации с максимумом сил линейного на, тяжекия и последующее надбарьерноз с5голы-:;екпе вслздстбпс уконьиошя нелокальной крлвизнц дислокационных петель. То есть, величина деформирующего напряжения определяется сопротивлением двикеют дислокаций в докритнческоп конфигурации. Специфика упорядоченных сплавов проявляется s преимущественной активации краевых источников дислокаций, поскольку винтовые сверхдислокацик в релаксироза.чкой к моменту деформирующего воздействия днелокационной структуре заблокированы в нлзкоэнергетических конфигурациях Кира-Бильсдорфа-Гринбсрг (К-З-Г). Следовательно, сопротивление деформированию определяется мехаиизма-мп тормокения краевых сверхдислокаций при их ,терыоактивпруамом движении в докритической конфигурации.

Движение дислокационных петель в аакритической конфигурации определяет геометрические характеристики зоны сдвига и 'особенности формирующейся дислокационно-деформационной структуры. В сплавах с невысокой энергией А5Г (низкой степенью порядка) непосредственным проявлением нацбарьерного движения дислокаций в значительной части зоны сдвига является быстрый рост концентрации точечных дефектов вследствие неконсерватизнсго волоченая порогов винтовыми дислокациями . Релаксационные процессы слияния или аннигиляции порогов (теория Хирша-Мотта) затруднены при значительных величинах кинетической энергии сегментов, обеспечиваемых высокой подвижностью дислокаций при низкой знергии А5Г. Б этом случае закономерности развития деформации в упорядочивающихся сплавах качественно аналогичны случаю чистых металлов. В частности, избыточная концентрация порогов обеспечивает

высокую скорость накопления вакансий (Стареиченко, Залыгин):

& №б(£рфа1г (I)

где - Доля (реагирующих) дислокаций леса.

Напротив, в сплавах с высокой энергией А5Г надбарьерное движение сверх.дислскашпЧ в закритической конфигурации подавлено вследствие ограниченной подвижности сзерхдис.юкационной нет.," и в целом (механизмы К-В-Г, Видеза-Ераука и Васильева-Орлова, 1;опоса-Хирва н т.д.). В этом случае как пробеги, гак и скорости дютежя краевых и винтовых сегментов петли в значительной мере ограничены,поэтому процесс развитая пластической деформации близок к кваэистатичоско-му, характерному вьсокой эффективностью релаксационных язлЬшЙ. Гота, согласно теории Хмрза-'Лотаа, равновесная кощентрзнмя порогов обусловливает скорость накопления вакансий с деформацией!

•(&)"*/К. ' ■ (г)

Определяющая роль величины енергии-АОГ в сплаве проявляется также при исследовании упрочнения вследствие иеждислокационкых взаимодействий (ВДВ). Рассмотрены схецущие типы ЗДВ: упругое дальио-действукхцее и контактное взаимодействие с реагирующими а нереаги-рундимя дислокациями леса. Найдено, что зависимость параметра ВДВ {и.) от степени дальнего порядка определяется преимущественно процессом торможения скользящих дислокаций на дислокационных реакциях, тогда как температурная зависимость и. обусловленапреодолением нереагируюецгс дислокаций леса. Г.ря этом уровень деформирующего напряжения Г в условиях квазистатической деформации с постоянной скоростью и при постоянной температуре связан с плотностью дислокаций соотношением вида

т-т^хщШр11, (3)

где Т^ - напряжение трения, - модуль сдвига, ^ - модуль вектора Еюргерса. * „ ,

¿ЪУ'А + Ькф'р, (4)

А > 6 > Р - константы. В случае сплава Д(4) имеет вид:

и.»ш* • (5)

При фиксированной температуре испытания теоретические результаты (3)-(5) качественно соответствуют экспериментальным данным по функциональной зависимости уровня деформирующих напряжений от степени дальнего порядка в монокристаллах (Конева, Теплякова). С

другой стороны, npt равновесной степей порддня в k';sFs нашейная температурная зависимость параметра л согласуется с экспериментальными данными (Старенчешсо) на качественном и количественном уровнях.

Интенсивность накопления дислокаций при деформирующем воздействии во многом определяется средним диаметром зон сдвига; то есть механизмами формирования в данном материале прочных, протяженных-препятствий - границ зоны. Для вариантов квазистатического к над-барьерного движения как одиночных, -raie сверхструктуркых дислокаций найден единый закон изменения диаметра зоны S с деформацией."

%*&lM-Tlf\ (6)

а для её геометрического параметра i> и доли винтовых дислокаций получены предельные оценки: £> = iiOOvIOOO, tâj =0.5 ï O.S. Экспериментальные значения этих параметров - Ô =340 (Кобытев, Даралкин), 7J3 =0.4 0.9 (Старенченко, Кир) удовлетворительно согласуются с теоретическими результатами.

Исследована такке специфика локализации скольжегая в упорядоченных сплавах. Рассмотрев аналогично случаю чистых металлов (Куль-ментьева) старт сегмента-источника из конфигурации сверхфислокацион-ного диполя,получена оценка локализации порядка ЮО-йОО А, что соответствует 'экспериментальны:.! данным (Столофф, Дэвис, Кир).

Особенность реализации в классе упорядоченных сплавов механизмов поперечного скольжения и диффузионного переползания состоит в том," что они могут проявляться двояко. Гак, поперечное скольжение ветвей сверздислонациокного диполя и согласованное переползание сверхчастичных .дислокаций выступают как механизмы разупрочнения. В таком варианте аналогично случаю чистых металлов для параметров аннигиляции дислокаций посредством поперечного скользения (Аг?) и диффузионного переползания (А< и Ai ), имеем

с?)

¡\„-2.«Y-(Gêhkrft (8)

h^U^f^bêfkT),

(9)

где - коэффициент Пуассона, оСг - реагирующая составадкщая параметра об - .

С другой стороны, поперечное скольжение или диффузионное переползание одной из сверхчастичных дислокаций приводит к формированию барьера К-В-Г или генерации элементарной трубки А^Г, то есть названные механизмы проявляются как упрочняющие.

Блокировка винтовых сегментов петли по механизму К-З-Г с последующим обходом барьеров по механизму ^рована определяв? термоак-тавируемый вклад в накопление дислокаций:

lp)t*^Sxp(-\rJkl)JtT-rt), ' (Ю)

где Cl~consi , lft- энергия активации npt сацеллении винтовых сверхчастичных .дислокаций.

Осадценле точечных дефектов на одну из сверхчастичных дислокаций обусловливает вклад в сопротивление деформированию по типу тре-

где eenst , Lr?_ - внергия активации процесса огажцения точечного дефекта на дислокацию, 'функциональные зависимости и значения параметров в (Ю), (II) хорошо коррелируют с экспериментальным« данными (Старенченко).

Аннигиляция сверхдислокаций при поперечном скольжении рассмотрена в следующих вариантах: I) дополнительное по сравнению с чистыми металлами торможение ветвей винтового .диполя со стороны развертываемых ими А5Г (начальная стадия деформации); 2) снижение эффективного значения энергии А5Г в плоскостях, где предшествующее скольжение оставило некоторое количество А5Г (развитые деформации); 3) в областях с максимально высокой концентрацией А5>Г ( =0.5) эффективная энергия АФГ у скользящих дислокаций близка к нулю, то ость сверхчастичные дислокации пары двигаются независимо, аналогично случаю чистых металлов (глубокие деформации). Введение дельта функции У , контролирующей момент .динамического равновесия кинетики А5Г, позволило сформулировать единый вариант записи параметра аннигиляции дислокаций поперечным скольжением!

* VJ Ш-&([>)} Г (12>

здесь - истинная анергия АФГ.

Учет параметра f\c% в виде (12) при расчете кривых деформации сплава ///3Ре обеспечил качественно верное изменение V(d) в предельных вариантах 4-* 0 и ^ -*1 , а также количественное соответствие экспериментальным данным по изменению напряжения перехода к стадии ID iipH упорядочении.

К'

Перечисленные механизмы положены в основу формулировки математической модели кинетики пластической деформации упорядоченных сплавов со сверкструятурой (Л/ , которая составляет первое положение, выносимое на защиту. Специфика материала проявляется в модели посредством структурных параметров и дополнительных функциональных связей. ,

I £ , £ Ш р)- , ^¿(¡>ЩГ1 -

г - Ъ*Сг£ХР(-1&/кТ)+л(Иршг

где $ - частота Дебая, V" ~ энергия активации миграции вакансий, - аффективный коэффициент диффузии, Л г

_ ^ерыоак^ивцруомцй решим

•// движения

±д<ХЬ^рг) . надбарьерный дислокаций

Численная реализация (13) проведена на примере сплавовМ^е и Ш$й-е со сверхсгрукгурой . Основные результаты состоят в следующем.

В сплавах с относительно невысоким значением энергии МШ^Ге) а) уровень деформирующего напряжения увеличивается с ростом доли винтовых дислокаций в области повышенных температур испытания; б) увеличение термоактивируемой составляющей параметра ВДВ приводит к снижении интенсивности деформационного упрочнения; в) слабо аномальная зависимость £(Т) макроскопического предела текучести сохраняется н при развитых деформациях для высоких долей винтовых дислокаций ЪУ} и трансформируется в нормальную зависимость ТСГ) с уменьшением ; г) температура Т »372К является граничной меаду низкотемпературной областью с преимущественным вкладом в упрочнение общих для металлов и сплавов механизмов ВДВ и высокотемпературной областью, где доминируют механизмы терыическогоупрочне-ния; д) тенденция к надбарьерному движение дислокаций обусловливает снижение уровня деформирующих напряжений в облает повышенных температур испытания» е) увеличение энергии А5Г приводит я смещение интервала с аномальным поведением Т(0.) в область более низких температур. „ •

о о o,i ás ta а Рис. I. Кривые ría) сплава UitH : I -термоактивируемый, 2 - надбарьериьй режимы. Сравнение с экспериментальными данными.

at as а? а Рас. 2, ЗависимостиШ) для интерметаллвдаЛ'/^

гп

ТО

зо

Рис. 3. Кривые Г(7) в сплаве AYjfe

173 W 6"Т,К

Рис. 4. Зависимость % (Т) в сплаве/Vijfie

В интерметалляде ^¿¡йе а) механизмы термического упрочнения становятся доминирующими при температурах испытания выше комнатной; б) аномальная зависимость Т(Т) обучает характерным максимумом, который смещается в область более низких температур с увеличением степени деформации.

Таким образом, результаты моделирования соответствуют экспериментальным данным на качественном уровне по изменению форма Т(а) с ростом темлеразуры испытания и энергии А1>Г (рис. 1,2), по характеру температурной зависимости плотности дислокаций и уровня дефор-мируицих напряжений (рис. 3,4). На количественном уровне: по изменению с температурой уровня деформирующих напряжений в спяавэМ^Яе и зависимости ^(Т) в еллаво Ш^е .

В третьем разделе "Математическое моделирование кинетики атомного упорядочения сплавов"-проведен сравнительный анализ различных подходов (Дине, 2и - Уидкис, Виньярд) к теоретическому описанию кинетика упорядочения сплавов (сверхетруктурц 62, ¿.¿д ) на основе миграции вакансий. Необходимость дополнительных исследований вызвана тем, что авторские разработки выполнена в рамках кестких ограничений. Поэтому применение названных подходов к описании процесса атомного'упорядочения в ходе пластической деформации, когда концентрация вакансий и плотность стоков (дислокаций) являются основными переменными модели, предполагает реаение следующих задач:

1) установить соответствие результатов моделирования с известными теоретическими и экспериментальными данными по изменению /^Т)

в окрестности Тг (критической температуры порядок - беспорядок);

2) обобщить модели на случай избыточной концентрации вакансий;

3) описать вариант атомного упорядочения в условиях нестацио-• тарного измэкения концентрации вакансий и плотности дислокаций в

ходе испытания«

Первая задача решена посредством моделирования процесса атомного'упорядочения при равновесной концентрации вакансий {С"'солз1}

, вторая - на примере описания кинетики упорядочения в ходе отжига закаленных сплавов (), а третья

У детально рассмотрена в четвертом разделе работ.

Численная реализация сформированных моделей проведена на примере'сплавов Си}Аи « Си 1и с характерными фазовыми переходами порядок-беспорядок I в П рздв, гоответегеейио, Везульгазд параметрических исследований позшаадш, «о увелдезеию тазпеъатда о нага, концентрации избыточных «аяансий а яссоддаа «иал яорадка а

сплава ускоряют развитие процесса упорядочения, а значение равного .-ной степени порядка целиком определяется температурой испытания и численно совпадает с данными теории Горского-Брогга-Впльямса. Качественная идентичность результатов моделирования, полученных в рам-5!эх различных подходов, позволила вабрагь модель Зи-Ли:киса в качестве базисной при дальнейших исследованиях:

2 (к)

где Ип - энергия миграции вакансий в процессе укарядоче:»ня, 1С - ■ анергия упорядочения при ^ = I.

Численная реализация моделей кинетики атомного упорядочения выявила свойство их искличительвд высокой жесткости -спектральный радиус собственных значений достигает значзшй порядка 10° - 10й. Зто приводит к значительным вычислительным трудностям, преодоление которое связано с исследованием характера раваовеснья состояний фи— заческой системы.

Кинематическая'интерпретация осноаных моделей, рассмотренных в работе, показала, что при ^ — С реализуется неустойчивое (седло),а при I£ -»I - устойчивое (узел) равновесие. Дополнительно к ото-му в модели кинетики упорядочения з ходо пластической деформации определены три линия покоя. Обоснование модели кинетики атомного упорядочения в процессе пластической деформации составляет второе положение, выносимое на зациту.

В четвертом разделе "Деформационное упрочнение упорядочивающегося в ходе дейогыации сплава" рассмотрена суперпозиция сдвиговых процессов и атомного упорядочения в ходе деформации разупорядоченно-го сплаза. Основу построения составляют математические модели деформационного упрочнения сплава в предельных состояниях упорядоченности: при 2 ~0 (неупорядоченный твердый растзор) списание пластического поведения, в принципе, аналогично случаю чистых металлов, деформация которых осуществляется скольжением одиночных дислокаг^й; при ^ -»■ / (сплав со сверхструктурой 1.11 ) специфика деформационного упрочнения связана со свередислокационными. механизмами (раздел 2). Обосновало также уравнение кинетики упорядочения, замыяагацее систему уравнений в модели пластического поведения упорядочивающихся сплавов, когда фактор дальнего порядка выступает в качестве 'дополнительной переменной модели. Таким образом, для обобдения этих'результатов необходимо сформулировать критерии, которые определяют трансформации механизмов, свойственных неупорядоченному в исходном состоянии сплаву, в специфические для свэрхсгруктура г механизмы деформации

1

0.9

С.5

10"

10"

10'

0.1

Л»'

¿5 Рис.

27

29

31

С. Крхиие^(Р) для сплава

Ж/е

м о.£ м а

Ряс. 6. Кривые упорядочения г ходе деформации сплава

о т

о.9 а

Рис. 7. Крявые упрочнения упорядочивающегося сплавз Л/|.'эГе

т г,к

Рас. 6, Зависимости Т СТ) в зека-Лбзшш «плаве АЛ.уе

вследствие упорядочения.

Исследование зависимости о? степени порядка напряжения активации источников дислокаций одиночных 1Ф) или сзерсструктуршх (¡?2.) определяет критическое значение ^ЦСР) > начиная с которого выгодней работа еверхдислокационнья источников. Сопоставление ик-тексизкостзй торможения л) а .И пр. заданной степени порядка определяет характеристическую крицую • законе:;, сравнении сопротивления дзиженик и поперечно:.: скольжении позволяет найти ггряБу» '¿/(Р) , которая скрзделяэг качало реапгаадаи механизма диссоциации сверхдпслокаций зследстЕие накопления дзпорма-циоккмх Л5Г (рис. 5;. Гипотетическая фаговая траектория I на рис.5 отвечает низкотемпературной деформации разупорядочешого ииь на основа скольжения 3 • Траектория 2 относится и варианту исходного движения ЗЪ при ковь-яенко?, £ и, если порядок не растет в ходе деформация, то реализуется переход к скольяскн» 2 , которое испытывают иеньиее тор.'.то:г:егл:в вследствие />ДВ иг;:: увеличен:! плотности дислокаций. Траектория 3 соответствует случая совместного развития пластической деформации и атомного упорядочения. Исходное скольнекие 0 сменяется вследствие роста ^ на ¿'3 с последующей диссоциацией в илоскостл поперечного сколь/копня, обуслозлекной накопление» А'Я\

При фиксированной степени дальнего порядка название вые критерии определяют аномальную температурную зависимость критической плотности дислокаций , отвечающего изменению структуры сдвиго-

образукецих дислокаций. Оказывается, что при невысоких р и т выгодной движение , которые испытывают незначительное термическое торможеше (низкая Т ), а. сопротивление их движений вследствие ПДб (Р - мало) кгаез величины ¿^/^ - торможения вследствие развертывания А£Г.

. Введение контрол'.рукщих.дельта-функций'

позволяет записать выражения .для основных переменных и функциональных параметров модели с учетом изменения структуры скользящих дне-локаций: г. ^ + Щ;Т)£,Ца+х)р{!1+ (1-^1%

гг т^х.&ехрШкт)},

Тогда в сбдем случае при произвольной степени порядка в исходном состоянии математическая модель кинетики пластической деформации с постоянной скоростью монокристаллов ГЦК сплавов, которая составляет содержание третьего полшешя, выносимого на залогу, имеет

вад [ / = £ Ш -Акр)- -АефЪу)*! Г

С, ¿¿И-ЩПус', сЩ-иг/кТ), . . £ = шШр^ктКшфвхН-Ц^Щ^ш-^^ (

Где ¿(у^'А'Ылф-р- •

Численная реализация (15) проведена на примере сплава Ш^е » упорядочивающегося по типу . Основные результаты состоят в следующем .

1) Экспериментальные данные по температурной зависимости кривых упрочнения разулорядоченного сплава не удается описать на качественном уровне без учета процесса атомного упорядочения в ходе деформации.

2) Реализация модели (15) в полком варианте записи (рис.б,7) приводит * к явно выраженному аномальному изменению уровня деформирующих напряжений Срис. 8), причем ширина температурного интервала с аномальной зависимостью г(Т) контролируется скорость» развития атомного упорядочения. •

3) Тенденция к надбарьерному движению дислокаций сопровождается ростом скорости упорядочения. т>

4) Увеличение анергии А5Г в сплаве приводит к интенсивному росту коэффициента деформационного упрочнения на стадии й.

5) Уменьшение доли винтовых дислокаций приводит в области, повышенных температур испытания к ешкениы *С , р , , обуслов- . ленному высокой активность» процесса диффузионной аннигиляции дислокаций.

6) Анализ результатов моделирования при сравнении кривых '£{0.) для разулорядоченного и унорцдочеш'ого исходных состояний показал, , что. предположение о надбарьерноы дмикеяии дислокаций в закаленной

сплаве позволяет получить качестзешоз соответствие теоретических и экспериментальных данных.

Таким образом, результаты к&рамззямчоеккх иосде^са&'зай модели канатики пластической дефоргадин >тюр»йо«азаа?1.ч{.д >.<

сплавов показали соответствие теоретических и экспериментальных данных на качественном уровне по температурной зависимости: а)фор-мы кривых упрочнения; б) накопления дислокаций; в) аномальному характеру изменения д сформирующего напряжения; г) взаимному располо-леккю кривых упрочнения закаленного и упорядоченного сплавов при повышенной температуре испытания.

Б Li В О Д Ь'

1. Математическая модель симметричной сдвиговой деформации металлов, сформулированная в виде уравнений баланса деформационных дефектов, допускает расширение на класс упорядоченных сплавов со сверхструктурой Li^ путем учета специфического для них дефекта -А5Г - в атомно-дислокационных механизмах деформации. Модель инвариантна относительно структуры носителя сдвиговой деформации - дислокаций, при этом особенности сверхдислокационных механизмов в упорядоченных сплавах проявляются посредством структурных параметров модели.

2. Пластическое-поведение упорядоченных сплавов со сверхструктурой Цд контролируется как общими для металлов и сплавов механизмами, так и специфическими механизмами термического упрочнения, обусловливающими аномальное изменение деформационных Характеристик упорядоченных по типу Li2 сплавов«

Интенсивность термического упрочнения определяется энергией А5Г в сплаве, поэтому его максимальный эффект достигается в интер-мегаллидах. В сплавах с относительно невысоким значением энергия AST температурная аномалия механических свойств незначительна и приближается к характерной для чистых металлов отрицательной температурной зависимости.

3. Как деформация, так и отжиг закаленных сплавов стимулируют ускоренное развито процесса атомного упорядочения в материале. Причем, при одной и той же температуре испытания скорость упорядочения в ходе деформации значительно превышает соответствующую величину при отжиге закаленного сплава, а тем более - скорость упорядочения в случае равновесной концентрации вакансий.

4. Математическая модель симметричной сдвиговой деформации металлов а сплавов со сверхструктурой LI* допускает обобцвтв на класс упорядочивающихся по типу ЭДС твердых растворов путем введения в модель уравнения кинетики атомного упорядочения.

Реализация процесса атомного упорядочения в ходе пластической деформации проявляется посредством увеличения энергии А.ЗГ в «вменении структуры сдвигообразущих дислокаций от одиночных к сверхструктурным. Соответствующее такому переходу увеличение уровня деформирующих напряжений наблюдается при повышенных температурах испытания, тогда как при низких и умеренных темпе ja турах деформации сдвиговые процессы в твердых растворах развиваются качественно аналогично случаю чистых металлов.

5. В ГцК сплавах с невысоким значением энергии упорядочения, наблюдаемых как в разуг.орядоченноы, так и упорядоченном состояниях, аффект термического упрочнения значительно выше в неупорядоченных твердых растворах, чем в соответствующих сплавах со свархструктурой

LLi в исходном состоянии.

Исследование температурной занисииости деформационных характеристик в рассмотренном классе материаловпозволяет разместить их по интенсивности проявления аномального упрочнения следующим образом: интерметаллиды (максимально), упорядочивавшиеся твердые растворы, сплавы со сверхструктурой LIt на их основа (с невысокой анергией упорядочения), чистые металлы (отрицательная температурная зависимость) .

6. Сформулированная в работе ыагеыатаческая модель деформационного упрочнения монокристаллов с ГЦК структурой позволяет рассматривать чистые металлы, неупорядоченный твердые растворы и сплавы со сверхструктурой LLl в качестве единого объекта моделирования.

осковша результату дасскрадш

ОПУШШШШ в сядащк РАБОТАХ:

1. Пудан Л.Я., Терентьева И.А., Попов Л.й\ Неравновесные точечные дефекты в кинетике упорядочения сплавов со сверхетруктура-ин 61 и Ц^ //• Пластическая деформация и актуальные проблемы прочности сплавов » порошковых материалов. - Томск, I9Ö2. - с. 103.

2. Терентьева И.А., Пудан Jl.il. Деформационное упрочнение сплавов в процессе перехода порядок-беспорядок //Структура дислокаций

и механические свойства металлов и сплавов.-Свердловск, I83C-с. 92,

3. the defoliation1 оt ordered aaâ dispersion hardered alloys:/ JPopov L.E., Kovalevekaya t.a, eta» // Strength of ее tale end alloys Monreal, Kanada, 1985, v.1, p. 5i>?~5i2,

4. Попов Л.З.> Пудан Л.Я.» Терэнтьева И.А.' Аннигиляция дислокаций и деформационное упрочнзние сплавов с дальним атомным поряцком //Ей!. - 1986. - т.62. - вып. 5. - с. 871-875.

5. Цудан Л.Я., Терентьева И.А., Старенченко В.А. Кинетика атомного упорядочения| пленарные деформационные дефекты и упрочнение сплавов со сверхсгрукгурой Ц1 // Пленарные дефекты в упорядоченных сплавах и интерметаллидах. - Барнаул, 1987. - с.82-СЗ.

6. Старенченко В.А., Терентьева И.А., Попов Л.Й, Математическое моделирование температурной зависимости деформационного упроч- ' нения упорядочивающихся по типу сплавов //Гезисы докл. ХШ Всесоюзн. конф. "Структура и прочность материалоэ в широком диапазоне температур. - Каунас, 1989. - ч. I. - с. 32-33.

7. Пудан Л.Я., Терентьева И.А., Старенчэнко В.А., Попов 1.&. Теоретическое описание атомного упорядочения в процессе деформации сплавов со свер^струкоурой Liг У/ Изв. Вузов. $изика, 1989. - I? 5. - с. ПЗ-Н5.