Субструктурные изменения и механизмы деформации металлов с ГЦК и ОЦК-решетками при высокотемпературной ползучести тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

АКАДЕМИЯ НАУК УКРАИНЫ ИНСТИТУТ МЕТАЛЛОФИЗИКИ

На правах рукописи

ПИЩАК Вадим Каспарович

СУБСТРУКТУРНЫЕ ИЗМЕНЕНИЯ И МЕХАНИЗМЫ ДЕФОРМАЦИЙ МЕТАЛЛОВ С ГЦК И О ЦК-РЕШЕТКАМ И ПРИ ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНОЙ ПОЛЗУЧЕСТИ

Специальность 01.04.07 —физика твердого,. тела

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени доктора физико-математических наук

Киев — 1994

Диссертация является рукописью

Работа выполнена в Институте металлофизики АН Украины

Официальные оппоненты: академик АН Украины,

В. В. Скороход (Институт проблем материаловедения им. И. Н. Франце-вича АН Украидш, г. Киев),

. доктор физико-математических наук, профессор И. М. Неклюдов (Физико-технический институт АН Украины, г. Харьков),

доктор технических наук, профессор Ю. Я. Мешков (Институт металлофизики АН Украины, г. Киев).

Ведущая организация: Институт электросварки им. Е. О. Па-тона АН Украины, г. Киев.

Зашита диссертации состоится « 1994 г.-

> ; см Iи

в 7 у часов на заседании Специализированного совета Д. 016.37.01 при Институте металлофизики АН Украины (252680, Киев, пр. Вернадского, 36, конференц-зал Института металлофизики АН Украины).

С диссертацией можно ознакомиться а библиотеке Института металлофизики АН Украины.

о гч, „

Автореферат разослан « —^ » /1 и 1л> 1994 г.

Ученый секретарь Специализированного совета Д. 016.37.01 кандидат физико-математических наук Э. Г. Мадатова

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА ДИССЕРТАЦИОННОЙ РАБОТЫ

Актуальность тепы. К одной из центральных проблем физики прочности и пластичности .металлов, относится повышение прочности я долговечности металлов в условиях их службы при высоких температурах (-0,5 ТгтЛ). Способность изделий из металлов изменять своя размеры л разрушаться в условиях длительной службы при высоких температурах известна давно, я к'настоящему времена разработаны стандартные металлургические и металлофизические методы повышения жаропрочности и долговечности рабочих изделий путем создания новых прочных сплавов или проведением различных термомеханических обработок.

Стремительное развитие' таких йажных отраслей промышленности, как атомная энергетика, ракетная и космическая техника, химическое машиностроение, электроника и научное приборостроение, привело к необходимости создания новых нарспрочных материалов' с наперед заданными физическими свойствами (электрическими,, магнитными, тепловыми). В этом случае возможности сущестзугаих металлургических и металлойизических способов повышения жаропрочности материалов оказались ограниченными.

Разработка новых способов повыпения жаропрочности материалов возможна на основе научных достижений физики прочности я пластичности в области установления физической природы-высокотемпературной деформации металлов. [То этой причине изучение Физических закономерностей, определяющих прочностные и пластические характеристики металлов и субструктурные изменения, 'а также установление взаимосвязи иезгду прочностными и субструктурнчми характеристиками при высокотемпературной деформации и ползучести, представляет собой ваззуп и актуальную научную задачу, реаение которой имеет болыяое как научно-теорзтическоз, так я прикладное знзчение.

В настоящее время з это?', направлении проводятся многочисленные исследования, в результате которых предлагается различные модели пластической деформации, учитывающие происходящие при этом субструктурные изменения. Однако, возникавшее из-за большого разнообразия элементов дислокационной структуры обилие моделей пластической деформации затрудняет установление общего подхода к решения поставленной задачи.

Поэтому на данном этапе представляется целесообразным установить связь ме»ду механическими характеристиками металлов я суб-

- г -

структурными изменениями при деформации на количественно« уровне, например, через общую плотность дислокаций,- и рассмотреть полученные результаты с точки зрения теорий возврата и упрочнения. Зная общие законы изменения плотности дислокаций и их взаимосвязь с механическими характеристиками, можно с большим пониманием искать ухе на микроструктурном уровне те элементы дислокационной структуры, которые определяет механизм деформации.

Цель и задачи исследования. Основная цель работы - установление физических закономерностей развития субструктуры при высокотемпературной ползучести на количественном уровне; определение её зависимости от напряжения, температуры, энергии дефектов упаковки, типа кристаллической решетки. Озобое внимание при этом уделялось установлению связи найденных структурных закономерностей с механизмами пластической деформации при высокотемпературной ползучести.

В соответствии с поставленной целью работы были сформулированы следующие задачи исследования:

1. Разработать методику для количественного изучения изменения плотности дислокаций при ползучести поликристаллов, используя рентгеновский метод определения общего угла разориентировки субструктуры зерна и электронномикроскопический контроль дислокационной структуры на отдельных этапах ползучести.

2. Изучить влияние процессов возврата на развитие субструктуры при высокотемпературной деформации металлов о ШК и ОЦК-решетками.

3. Изучить Елияние температуры и напряжения на ползучесть металлов с ПК и (Щ-решетками в температурном интервале от 0,4 до 0,7 Тпл в диапазоне скоростей деформации Ю-5- Ю-8 с-1 с целью определения обиих закономерностей зависимости скорости ползучести от температуры и напряжения. Для повышения достоверности сопоставления характеристик различных металлов мекду собой все исследования проводить при одинаковых гомологических температурах Т/Тпд

и приведенных напряжениях

4. Изучить закономерности изменения плотности дислокаций в металлах с ГЦК и ОЦК-реветками в тех яе условиях, при которых были проведены механические испытания на ползучесть, и найти взаимосвязь между механическими и структурными характеристиками.

5. На основании полученных в работе экспериментальных данных определить границы приаенкиости теории ползучести с возвратом и показать возможность прогнозирования механического поведения исследованных металлов при высокотемпературной ползучести через субструктуриые параметры.

Материалы исследования. Основные исследования были проведены на чистых металлах с ПК и ОЦК репеткаии. Исследование процесса высокотемпературной деформации на чистых металлах с широким диапазоном физически:; свойств позволяет, с одной стороны, ограничить число Факторов, влияющих на скорость деформации, с другой стороны, более четко представить роль тех ?акторов, которые зависят от собственных Физических свойств металла.

■ Из группы металлов с ГДК решеткой (чистотой 99,99?) были изучены алюминий, никель, медь и серебро, а также твердые растворы на основе меди - Си.+ 1,5 и Си+ Ю а. Исследования

металлов с ОЦК репеткой были проведены на чистых молибдене и вольфраме как в поли-, так и в монокристаллическом состоянии, а так?е железе, хроме, ванадии и ниобии (чистотой 99,56;?). Кроме того, исследования проводили на молибденовых сплавах ЦМ-10 и типа МЧ.

Для повышения, достоверности сопоставления мезгду 00601 результатов механических и структурных исследований различных металлов, были приняты следующие условия проведения экспериментов: .

- гее образцы имели одинаковые размерп и форму. Испытания и откиг всех образцов перед испытаниями проводили в вакууме не хуге

Па. Региьм отжига подбирались такими, чтобы средний размер . зерна в образцах бил примерно 0,5 мм. Необходимость вырэиива.чия зерна такого размера диктовалась рентгеновской 'методикой исследования структуры;

- все образцы до отжига и после него подвергались электролитической полировке для снятия верхнего позрезгденного слоя;

- сравнительные испытания на ползучесть всех исследованных металлов проводили при трех основных температурах - 0,45; 0,56 иО,68Тпл.

Научная новизна пезул1тг.тоз исследования. Определены основные закономерности и получены эмпирические уравнения, вырзгасске связь между плотностью дислокаций и механическими характеристиками металлов с ПК и СЦК-ресеткой в условиях деформации растяжением в интервале температур 0,2 - 0,7 т и аироком диапазоне напряжений, доказано, что одно из основных уразнений теории деформационного упрочнения, выражающее линейное соотношение между напряжением и корнем квадратным из плотности дислокаций, справедливо и при- высоких температурах. 3 этой та интервале температур зависимость плотности дислокаций от де'ор^ации выражается степенной функцией, где показатель степени изменяется от единицы при низких температурах до больпих значений при экзсках температурах. 1-7к

Предложены структурные критерии определения высокотемпературной области ползучести ЩК-металлов по изменении плотности дислокаций. Впервые установлено, что нижняя граница высокотемпературной области деформации, в которой скорость установившейся ползучести контролируется переползанием краевых дислокаций, для металлов с ПК-решеткой определяется величиной энергии дефектов упаковки. Экспериментально подтверждены теоретические представления о той, что расцепленные краевые дислокации могут осуществлять переползание путем зарокдения на них разновесных порогов, без их предварительной стяжки.

Исходя из теории возврата и используя экспериментально полученные в работе уравнения, описывавшие динамику и кинетику изменения плотности дислокаций при различных условиях ползучести, предложено уравнение ползучести для металлов с ЩК-репеткой, позволяющее предсказать скорость на установившейся стадии высокотемпературной ползучести. Предложена схема Формирования различных состояний дислокационной структуры б процессе высокотемпературной ползучести в зависимости от условий испытания.

3 отличие от металлов с ПЕС-решеткой, в металлах с (ЦК-решеткой обнаружена область деформации с высоким сопротивлением ползучести, в которой скорость .ползучести пропорциональна приложенному напряжения. Установлено, что зависимость скорости установившейся ползучести от температуры в ЩК-металлах определяется температурной зависимость» напряжения, разделявшего области деформации с различными механизмами ползучести. Дана физическая трактовка этому напрягешго как напряжение предела пропорциональности при температуре, испытания.

Практическое значение работы. Практическое значение могут иметь следусииз результаты работы:

1. Рентгеновская методика определения общей плотности дислокаций при деформации крупнозернистых полукристаллических металлов. Методика основана на предложенном Г.Я.Козырским, В.АЛСоно-ненко и П.К.Окраикцем рентгеновском методе измерения обцего угла ргзориектиревкй субатруктурк зерна. ■

2. Зьзсд о том, что температура установления высокотемпературного механизма деформации определяется величиной энергии дефектов упаковки металлов. Этот результат имеет практическое значение как для инженерной практики при изготовлении невкх сплавов, тз:; к для развития обсей теории ползучее?;;, поскольку не только пока'^зет пути псЕыгения жаропрочности сплавов, но и дает Т'йзи-

ческое объяснение этому явлению.

3. Представляют практический интерес полученные в работе данные о динамике и кинетике изменения плотности дислокаций , на основании которых показана возможность прогнозирования процессов высокотемпературной деформации и ползучести в ГНК и (ЦК-металлах в широком температурно-силовом интерзале.

На защиту выносятся следующие научные пологения:

1. Температура, при которой происходит переход от низкотемпературного механизма ползучести к высокотемпературному в металлах

с ГЦХ-решеткой, определяется величиной энергии дефектов упаковки металлов. Механизм влияния энергии дефектов упаковки на температуру перехода заключается в том, что расщепленные краевые дислокации способны переползать без предварительной локально* рекомбинации частичных дислокаций путем образования на расщепленной дислокации двойного порога. При этом необходимое для прохождения процесса переползания количество равновесных ззкансий должно быть пропорционально ширине расщепления.

2. Изменение плотности дислокаций, происходящее при ползучести, определяет скорость деформации на протяяеаии всей кривой ползучести в рамках единого структурного процесса без искусственного разделения кривой на отдельные стадии.

Плотность дислокаций на любсм этапе ползучести является результатом конкуренции процессов зозникнсвеяня дислокаций вследствие деформации и их уничтожения путем возврата. Это положение дает возможность записать эмпирическое уравнение, которое позволяет предсказать скорость высокотемпературной ползучести в мзтадлгх с ПК-решеткой через субструктурные параметры.

3. Особенность высокотемпературной ползучести ОЦл-металлеэ заключается з том, что, во-первых, в чистых металлах с 0ц'<-решеткой существует область деформации с высоким сопротивлением ползучести, в которой скорость ползучести изменяется пропорционально приложенному напряжению; во-вторых, температурная зависимость скорости установившейся ползучести определяется температурной зависимость» напряжения, разделявшего области деформация с различны ¡.-и механизмами л ол з уч е с т и.

Личный вклад азтопа. В диссертации обобщены результаты исследований, выполненных непосредственно автором иди группой сотрудников под его руководством. 3 последнем случае автором п"о;:зр.о-,::-лзсь постановка работы, >о?:лудиразгипсь цели, оглачи и "сл^.лг.сь здаоды. 'Материал, рключеаак«"з д::зсеотгщ:!я не ссдст'-::^ -"еД VI

1х-7к

разработок, принадлежащих соавторам, вместе с' которыми были написаны научные работы.

Апробация работы. Основные результаты и положения диссертации докладывались и обсуждались на следующих конференциях и семинарах: 711 Всесоюзная конференция "Механизмы релаксационных явлений в твердых телах". Воронах; 1560; Республиканская конференция "Механико-термическая обработка и субструктурное упрочнение материалов", Киев, 1981, 1990 г; Постоянный семинар "Актуальные проблемы прочности", Барнаул, 1981 г., 1965 г., 1987 г.; Всесоюзная конференция "Физика прочности и пластичности металлов и сплавов", Самара (Куйбышев,1, 1986 г., 1992 г.; 8-я сессия постоянного семинара "Пластическая деформация сплавов и порошковых материалов", Тсиск, 1985 г.; Семинар "Рентгенодифракционные исследования объемных искажений в кристаллах", Одесса, 1986 г.; УТ Всесоюзная конференция "Физика разрушения", Киев, 1989 г.

Публикация. Но материалам диссертации опубликовано 40 статей в периодической печати.

Объем и~ структура работы. Диссертационная работа состоит из введения, семи глав и общих выводов; содержит 350 страниц мапино-писного текста, включая 59 рисунков, 4 таблицы и библиографию из 236 наименований работ по теме диссертации.

ОСНОЗНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Введение. Ползучесть является одним из основных видов пластической деформации металлов. Практически, каждая рабочая деталь конструкций, работающих при высоких температурах, испытывает деформацию ползучести* Факторы, определяющие поведение металлов при ползучести, разделяются на внеанке (приложенное напряжение и температура) и внутренние (структура металлов).

, Постоянная, потребность техники в новых более жаростойких и более прочных материалах заставила ученых исследовать в первую очередь зависимость скорости деформации от напряжения и температуры. К середине 70-х годов, благодаря работам научных коллективов, возглавляемых такими известными учеными как И.А.Одинг, С.Н.Ьурков, В.С.Иванова, И.Л.Мяркик,■В.А.Павлов, В.М.Розекберг, И.А.Гиндин, Б.Я.Пинес, 'З.Й.Трефилоз и многими другими, основные закономерности влияния напряжения и температуры на скорость пластической деформации были установлены.

С развитием техники электронной микроскопии стало появляться больное количество работ по исследованию структурных изменений,

происходящих з металлах з процессе пластической деформации. К настоящему времени проведены многочисленные исследования, в которых изучали структурные изменения, происходящие при деформации и определяли их соответствие механизмам пластической деформации. Достигнутые в стой области успех;; связаны с работами научных коллективов, возглавляемых такими известными учеными пек 3.А.Лихачев, Л.К.Ларкксв, З.ЕЛанич, Э.З.Козлов, К.А.Конева, й.й.Нозкова, Б.А.Мсзчан, ЛЛ.Кероденхо, С.А.Фкрстов, Ю.З.'Ьлъман, З.И.Еегехтия, МЛ.Уылляев, Б.К.Смирнов, Г.Я.Козырский, Е.Э.сасимчук з многими другими, чьи теоретические и экспериментальные работы позволили установить важные закономерности субструктураых изменений, прс^схо-дясях при пластической деформация.

Подчеркивая большое научное значение проведенных в этом направлении исследований, необходимо отметить, что в вопросе соответствия субструктурных изменений механизмам пластической де^орма-цпи все еще нет полкой ясности. Это происходит, на наа взгляд, по целому ряду причин.

Во-первых, из-за сложности происходящих при гефоргглял субструктураых изменений. Известно, что имеется больное количество элементов дислокационной'структуры. Это краевые и зинтезке дислокации, расщепленные дислокации, порог;-: на дислокациях, диполи, вакансии и т.д. При таком богатом наборе элементов субструктуры трудно определить, какой нз них является ояргдалясош для даягшх условий деформации. Огсвда к появление з литературе различны' теорий деформации и ползучести, в которых б качестве структурного параметра бралось изменение того или иного элемента дислокационной структуры.

Во-вторых, из-за трудности сопоставления между собой имесп;их-ся исследований, поскольку они проводились разними исследователями в различных температурко-силозых уелтвплх и на силтно разлачг-ппихся мзг.ду собой материалах, от чистых металлов до слоякых сплавов.

3-третькх, из-за отсутствия ягдегннх количественных данных об изменении субструктуры при высокотемпературной деформации, поскольку больпая часть наследований была проведена на качественном уровне.

Анализ емспп-ихся г, началу я.пстоясего исследования данных привел час к зызоду о необходимости планомерного, зисте.'мтгчэзкс-го изучения развития субструктуры з процоасз змс скотеиператур-гой деформации и ползучеста в чистых металлах при однчгхогкх условиях

испытания с тем, чтобы определить, осиовныз физические закономерности развития субструктуры, количественно установить её зависимость от напряжения, температуры, типа кристаллической реаеткн, энергия дефектоз упаковки. Особое внимание при этом предполагалось уделить установлению связи найденных структурных закономерностей с феноггенологсчсскиыц моделями высокотемпературной ползучести. Зта соображения привели к постановке настояцзй работы и определили ее оснозную цель.

Рентгеновская методика измерения плотности дислокаций при деформации поликристаллов. Для достижения поставленной цели приплел ь решать ряд методических задач. Одной из них была необходимость выбора такой характеристика субструктуры, которая соответствовала бы макроскопичности' механических характеристик при пластической деформации. Наиболее подходякей оубструктурной характеристикой е данном случае является плотность дислокаций, изменение которой при деформации, как свидетельствует литературные данные, хороао объясняет механические характеристик;; металлов.

Динамику изменения плотности дислокаций при деформации определяли яри помощи-рентгеновского метода. Этот метод представляет собой дальнейшее развитие предложгнного ранее Г.Я.Козырскпм, В.Л.Конояешсо и П.Н.Окраинцем методики нахождения среднего угла разорнектирозки субструктура б отдельном зерне.

3.своих теоретических работах М.А.Кривоглаз к К.П.Рябопаяка с сотрудниками показали, что азимутальное уширение кривых интенсивности (что соответствует углу раз ориентировки субструктуры) определяется плотностью избыточных дислокаций одного .знака. Как показывай теоретические и экспериментальные исследования, проведенные на монокристаллах, в этом случае в центральной частя кривой интенсивности должна образоваться площадка постоянной интенсизкости (плато). В навей случае, кривые интенсивности от поликристаллических образцов имели как площадку постоянной интенсивности, так и гауссозское распределение. Проведенные исследования показали, что такое различие в форме кривой интенсивности 0 (.в) от зерен одного и того же образца связано с неоднородностью распределения деформации как в пределах образца, так и в пределах одного и того .4.2 зерна. Неоднородность деформации в поликристаллах приводит к тому, -что в различных зернах образуется дислокационные структуры разного типа. При статистическом усреднении отражений-от 20-30 зерен по образцу результирующая кривая V (б) всегда описывалась гаусовскнм распределением.

Таким образом, помимо плотности избыточных дггслокаций, вклад в разориентировку субструктуры иогут вносить и другие дислокационные структуры. Поэтому правильнее связывать угод разориентиров-ки субструктуры зерна в поликристаллах с некоторой'эффективной плотностью дислокаций. Эффективная плотность дислокаций, ответственных за разориентировку субструктуры, определялась по известной формуле Хирпз-Келди

где - средний угол разориентировки субструктуры, измеренный методом качающегося кристалла. В - зектор Бюргерса п с£- разкер зерна.

Было показано, что изменение эффективней плотности дислокаций в процессе деформации связано с изменением обцей плотности дкслскацнн. Основным способом доказательства этого положения является сопоставление плотности дислокаций ^ , рассчитанной'по , данным о разориентирозке субструктуры зерна, с пряьими электронно-микроскопическими измерениями обрей плотности д:»лскациД р . Проверены все три типа зависимости ^(6), установленные з насто-яезй работе, с целью определения коэффициента пропорциональности ивгду Р и Яг . Ка претерз ГЦХ и ОЦХ-кетгллоз и сплаэоз, деформированных яри ползучести или зри активнее нагружен::«, было определено, что эффективная плотность дислокаций пропорциональна обпей плотности дислокаций р , измеренной с применение« истода трансииссаолноЯ электронной ютрсакспад, лричеч коэффициент пропори цзональности изменяется з интервале от 0, &'4 • Ю-2 до 1,3-10"^. Не анализируя причины разброса данных, считал г первой приближении, с учетом огкбок измерения, коэффициент пропорциональности позтеяя-аей величияой, было принято что коэффициент пропорциональности для крупнозернистых поликрксталляческкх матерка-юз (—550 составляет л,Ю~-.

Проведен г:;,-лиз границ примеккиостг са::5г.чзаЗ рентгеяог-ззсоЯ методики.

Изменение субструктуры при гкзокотеыпературиой де^отшасияз условиях активного протекания процессов воззрпга. Согласно феноменологическим представлениям, зысокстенпературязя ползучесть сбусдозлена протеканием процессоз возврата, з еЗ скорость определяется соотношением игзду скоростью дйформзц;:ончого узречаеянл и термического разупрочнения. Хоказгтельства такгх срехстз-Еленяй основаны на измерении механических характеристик ""сз, л практически ссз'утгтзует работы по кзценеяив субгтруктурвдх хгргк-

2*-7 к

& = 8/Ы

(г)

теристик, в частности, плотности дислокаций в условиях ползучести с возвратом.

3 связи с этим, представлялось целесообразным провести вначале структурные исследования в условиях деформации с постоянно возрастающей нагрузкой па образце, когда активно проходит разупрочнение металла. Структурные изменения и механизмы разупрочнения в условиях обычного растяжения достаточно хороао известны. Предполагалось, что, установив соответствие ме.тду субструктураыми изменения.».;;: к механизмами деформация с помощью описанной рентгеновской методики в условиях плавного нагруяенкя, мы затем смох.ем по изменению субструктурных характеристик определить области упрочнения и разупрочнения при высокотемпературной ползучести. .

Исследования были проведены на четырех чистых металлах с ПК-решеткой (/?£, til, Си, ftg ) в диапазоне температур от 0,2 до 0,7 Тп„ со скоростью'нагружения 0,5 ЬПа-ч. При филированной температуре испытания кривая деформации £ = f (S) отражает способность usté,.-.ла оказывать сопротивление деформации. В области низких температур, когда отсутствует статический возврат, металлы обладают достаточной прочностью, и наблюдается линейный закон деформации

<£ ~ 6". До мере увеличения температуры и развития процессов возврата характер зависимости S = f (6) изменяется. Кривуз деформации в &7ИХ условиях испытания удобно описать эмпирическим соотнозе-нисм £ =/Сб"'п, где показатель степей;: пь отражает кривизну кривой. деформации и по сути является показателем разупрочнения материала. По мере развития процессов разупрочнения в материале показатель степени т возрастает.

Анализ изменения показателя степени ín при различных температурах, позволяет построить температурную зависимость показателя разупрочнения rn (Т) для каждого металла. Оказалось, что исследованные металлы с ПК-ресеткой существенно различаются между собой по температурной зависимости т.(Г). Обнаруженная зависимость объясняется сильным влиянием величины энергии дефектов упаковки на.скорость возврата в этих металлах. .

Данные по изменению пг (Т) были сопоставлены со структурными исследованиями. Анализ зависимостей, отображающих изменение плотности дислокаций от величины деформации р(£) для всех четырех металлов при различных температурах (рис, I), показывает, что характер зависимости р (£) изменяется с температурой. Если при комнатных температурах наблкдается линейная зависимость Р(£), то при высоких температурах р (£) изменяется по затухающей кривой.

- и -

J

■о

с- i

■ч

ЗИ

■У ,

с,

Си„

-¿—tií -—tí

■у

/

/

¿fes

cisiT-Си.

У

У

Hi

с 2. s ь ¿ о a i о £'/е

Р;:з. I. Изменение оЗщол плотнеет:* д::слокаций металлов с Щ-'--р2-Ст:<оЯ при плавно:.: кагру^еиин.

а сд

Ь

30 £0 Ñt У

J /

ЙО /.. ' л /¿Jft^a

»

О " Зо

60

i о

20

i О 60 О 30 ÍÜ во

ùiffs

рис. с. Соотношения ме.тду напряжением й п плотнс-сть;: д::оло.-;гн::п в металлах с при

температурах испытания: Д - r.z-r.itzms; ~ -С\чС; -г - 0,ч5; .л - 0,55; О - 0,53

При сопоставлении зависимостей лгСГ) к р (£) от температуры заметно, что смена типа зависимости р (£) от линейной до затухающей происходит при тех температурах, когда показатель tri переходит значение, равное двум. Металлографические исследования показывает, что при этих температурах.в принятых условиях испытания в металлах впервые наблюдается образование полигональной структуры. Следовательно, можно сказать, что "затухание" на кривых Р (О наблюдается при тех температурах, когда процессы возврата начинавт играть определяющую роль при пластической деформации.

Ещё одна особенность, которая заметна из сопоставления механических и структурных характеристик исследованных металлов, заключается в том, что температура, при которой ог = 2 и кривая

р (£•) принимает затухающий вид, изменяется от металла к металлу. В последовательности /?£,//i,Cu, Rg эта температура Тп в условиях плавного кагрукения изменяется как 0,3; 0,35; 0,40 и 0,60 Тпд. В этой же последовательности металлов изменяется их величина энергии дефектов упаковки: 290; 150; 70 и 25 Мдк/ы^ соответственно. Естественно предположить, что величина энергии д.у. является причиной того, что у каждого кз исследованных металлов своя температура Тд. Такое предположение хорошо коррелирует с общеизвестными литературными данными о том, что в металлах с малой величиной энергии д.у. процессы возврата затруднены.

Таким образом, из полученных данных следует, что в данных условиях испытания возврат полностью контролирует процесс пластической деформации в серебре только при температурах -0,6 Тпл, в то время как в алюминии уже при 0,3 Тпг процессы возврата контролируют деформацию металла. Полученная зависимость является очень вагной и указывает на то, что энергия д.у. является действенным фактором влияния на жаропрочность металлов.

Такое предположение требовало проверки. В связи с этим был поставлен эксперимент по исследованию твердых растворов на основе меди. Известно, что легирование меди алюминием понижает энергию д.у., в то время как добавка никеля в медь приводит к" увеличению энергии д.у. Были изготовлены два сплава - Си.+ 7,5 ат.% ЙС и Си. + 10 ат.ЙЛIL . Эти два сплава имеют одинаковые прочностные характеристики при комнатной температуре в существенно различные величины энергий д.у. - 27 «Иж/и2 и 100 мДкЛг соответственно.

Результаты эксперимента полностью подтвердили высказанное предпологение. Механические т.(Т) и структурные р (£.) характеристики исследованных металлов, а также металлографические наблюдения

структуры показали, что з сплазе Си. + 10 атТп оказалась равной 0,40 ТП1, в то время как в-сплазе Си+ 7,5 Та разно 0,68 Ты. Отсюда следует, что, действительно, понижение величины энергии д.у. материала повышает температуру, при которой механизмы зозврата начинают контролировать процесс деформации.

До сих пор мы рассматривали механические и структурные характеристики металлов с течки зрения развития в них прсцессоз возврата. Интересно, насколько полученные данные по высокотемпературной деформации согласуются с имеющимися теориями деформационного упрочнения.

Основными положениями теории деформационного упрочнения является: во-перзых, наличие линейной зависимости мезду корнем квадратным из обсей плотности дислокаций и напряжением течения; зо-зтерых, линейная зависимость мэяду пластической деформацией и плотностью дислокаций. Эти зависимости были установлены для различных металлов прп низкотемпературной деформации.

На рис. 2 приведена зависимость корня кзадратнего из об®ей плотности дислокаций v/p7 от приложенного напряжения б" для четырех чистых металлоз, исследованных з интервале температур от комнатной до 0,7 тп,. Видно, что линейное соотношение между о и

У—, чл

Vp выполняется зо всей исследованной области. Следовательно, одно из основных уравнений теории деформационного упрочнения

б~ 3 6*0 + сС &Gr Vp" С2)

выполняется и при высоких температурах.

С изменением температуры в уравнении 2 изменяется только 6"э и коэффициент сС , который пропорционален углу наклона прямых и отражает степень взаимодействия меэду дислокациями. Для иссдедован-ных чистых металлов с ПСС-релетксй зеличина б"0 равна нулю. В случае исследованных твердых растзопоз на основе меди появляется напряжение £Г0 , которое трактуется как напряжение трения при дзи-зении дислокаций з легированных сплавах.

Полученные зависимости плотности дислокаций от деформации приведены на рис. I. Линейное соотношение между £ и р выполняется только при низких температурах. С увеличением температуры испытания наблюдается значительное отклонение от линейности. Причем в разных металлах по разному, что объясняется развитием прсцессоз возврата в металлах с различной энергией д.у.

Используя универсальность ур. (2) и полученные в настоящей работе данные по изменению р (£), было получено эмпирическое уравнена, описывающее кмвыз растяжения металлоз с ГЦК-реазтко4

а* -

о — i К

«■ёй'Д'Яб)'*™;, с»

где О. = 6"кр - предельное напряжение, при котором дефор-

мация протекает без заметного упрочнения.

В таблице I приведен анализ полученного уравнения, которое отражает наблюдающиеся в эксперименте зависим ост;;, а также предсказывает некоторые случай, которые трудно установить экспериментальным путем.

Таблица I.

температура

и (?)

£ = 72 (9)

(экстраполяция)

О - Т„

п •

Т - Т 1п п.;

ь

эксперимепт

йег

~асС£1

]

1 . ±6; + 1(§\* эксперимент - ,

( па

эксперимент

л — /? О

(гг.

3 ¿{б>/ -/ эксперимент -

а«*«

(т

Я-

сС ь

а

Р

пл

(экстраполяция)_

б;Р = о

Весь диапазон тешератур деформация от 0 до Тп. в таблице условно разделен на две температурные области, положение границы раздела которое Тд определяется энергией д.у. данного металла. Вое исследуемые структурные и механические характеристики, а также описывающие их функции, монотонно изменяются в пределах всего диапазона температур, проходя через частные простые выражения на границах этих областей.'Наиболее важной особенностью полученных соотношений является то, что они определяют не только механические, но одновременно и структурные изменения-в зависимости от условий испытания и природы шгалла.

Воздействие температуры и энергии дефектов упаковки за ползучесть металлов с ПЕС-реаеткой. Основным вызодом предыдущего раздела следует считать вывод о том, что температура перехода от низкотемпературного механизма деформации к высокотемпературному определяется величиной энергии д.у. металла. Поскольку в исследованиях с постоянно возрастающей нагрузкой на процесс деформации воздействует как температура, так а напряжение, необходимо учитывать влияние и статического я динамического возврата на развитие механизма деформации. Яри испытании на ползучесть напряжение остается постоянным, и появляется возможность отделить влияние статического возврата от динамического на механизм деформации ползучести с целью выяснения причины влияния энергии д.у. на температуру перехода.

Общепринято, что к высокотемпературной ползучести металлов относится ползучесть, наблюдаемая в области температур ст 0,5 до 0,8 Тпл. Показано, что з области высокотемпературной ползучести сдвиговый механизм пластической деформации сочетается с диффузионными процессами возврата. Нижняя граница высокотемпературной области ползучести была установлена на основании расчетов, которые показали, что при 0,5 Тпд самодкффузия в металлах протекает ужа достаточно быстро, чтобы быть причиной возврата.

Основные признаки высокотемпературной ползучести, согласно литературным данным, иожяо сформулировать следующим образом: I) энергия активации ползучести йя должна быть равна энергии активации самодиффузаи &с,л ; 2) показатель степени при напряжении в уравнении

¿*Й(&А) е*р(-впЛТ) (О

равен 4-5.

Нами были проведены испытания на ползучесть четырех чистых металлов пря одинаковых гомологических температурах Т/Тпт а постоянных значениях 6/£т с учетом изменения модуля упругости

с температурой испытания. Результаты механических испытаний на ползучесть показали сильную зависимость скорости установившейся ползучести от энергии д.у., что совпадает с литературными данными. Для серебра скорость установившейся ползучести ¿1, оказалась на 3-4 порядка меньше, чем для алюминия.

Еыла"последовала записяместь £ц ст залряженая 6" для /1Е , ¡¡I , Си и в интервале температур 0,2 - 0,3 ТЛ1. Сказалось, что температурная область, где (г = 4 ( что характерно для высокотемпературной ползучести) азчяаастсч для Различных

•1-тк

металлов при различных т/Ты (рис. 3). Для ЙС область высокотемпературной ползучести начинается при 0,35 Тп_; Ы1 - 0,45;

Си- - 0,65 и - при 0,75 Тм.

Систематизированы нале и литературные данные по изменение энергии активации ползучести с температурой (рис. 4). Показано, что совпадение Оп и &с* достигается для разных металлов при различных значениях гомологической температуры. Причем совпадение значений &п и &сн наблюдается примерно при тех же гомологичес--ких температурах, при которых П. = 4.

Субструктурные исследования показывают, что по характеру изменения р (£ ) в процессе ползучести (рис. 5) и по появлению полигональной структуры можно однозначно заключить, что в исследованных металлах высокотемпературный механизм начинает контролировать скорость ползучести при разных температурах, зависящих от энергии д.у., а не при 0,5 Тпл для всех металлов, как предполагалось ранее.

Механизм влияния энергии д.у. на скорость переползания дислокаций, которая контролирует скорость установившейся ползучести, определяется природой взаимодействия дислокаций с вакансиями. Из полученных нами данных о зависимости температуры установления высокотемпературного механизма ползучести от энергии д.у. следует, что для переползания расцепленных дислокаций необходима больная концентрация вакансий, чем для нерасщецленных, Зтот факт свидетельствует в пользу тех моделей переползания расцепленных дислокаций, которые ве требуют локальной рекомбинации составлявших её частичных дислокаций. В этом случае необходимое для протекания процесса переползания количество вакансий должно быть пропорционально вкрине расцепления.

Роль селевого Фактора в развитии субструктуры и установлении механизма п&гзучести в ПК-металлах. Изложенные аызе данные по ползучести касались в основном вопроса влияния температуры на развитие ползучести в металлах с ЩК-решеткой. Не менее сильное влияние на скорость установиться ползучести оказывает приложенное напряжение. Цногочисленные экссерименты показывают, что при фиксированной температуре изменение приложенного непряжения приводит к изменению контролирующего ползучесть механизма деформации.

Была исследована зависимость £■ (б") в (И, Й1 , и епдезе Си. + 10 ат.? N1 при температурах 0,45 и 0,68 Тпд. При температуре 0,45 Т__ в изученном интервале скоростей ползучее-те зависимость £ ) выражается степенной функцией о

показателей степени П = 7-8. Такое значение показателя степени

. О 0,1 0,& %

.. 1

Рис. 3. Зависимость показателя П. в уравнении скорости ползучести от температуры для металлов с ГЦХ-решеткой, о - алюминий; о - никель;

медь; д - серебро.

№ ТА.

' ¿а*

Рис. Изменение энергии активации ползучести <3Л в долях энергии активация самодиффузии Ои, з зависим ост и от температуры испытания металлов с ПК-тзегеткой.

■г -7к

П. соответствует низкотемпературному механизму дислокационной ползучести, обусловленному поперечным сксльхением винтовых дислокаций. Увеличение температуры до 0,68 Тцл приводит £ возникновение двух лшгейных участков с различными значениями показателя степени 1Ь в зависимости <£• (в), что свидетельствует о смене механизма ползучести. В области »¿алых напряжений ( ) 1Ъ

- 4-4,5, а в области больпих напрягений п = 8.

Установлено, что критическое напряжение бкр , отвечащее изменению механизма, контрешфувщего скорость установившейся ползучести, примерно равно условному пределу текучести при данной температуре испытания.

Как показали экспериментальные данные, чем выше температура испытания, теп больше скорость ползучести £*р , при которой происходит смена механизма деформации. Это хорово видно на ркс. 6 на примере никеля, по тому, как "излом" на кривых ф £ - б" смецается при изменении температуры. Кроме того, зависимости от энергии д.у., например для алюминия и серебра, ¿«р различается на два порядка. Соответствующая обработка этих данных позволяет получить эмпирическую зависимость критической ^скорости ползучести от температуры ¿о е^7 , в которой ¿кр является по сути

наибодьией скоростью ползучести, которая при данной температуре Т ыогет быть обеспечена только высокотемпературный механизмом деформации, контролируемым переползанием дкелокапей.

Таким образои из окззаного выше следует, что общепринятое сейчас разделение высокотемпературного и низкотемпературного механизмов деформации к ползучести температурой 0,5 Тм неверно, так как не отранает физического содержания втого перехода. Физика перехода состоит в соотношении скоростей упрочнения и возврата упрочнения в процессе деформации при л сбой температуре. Необходимое для смены механизмов соотношение у разных металлов достигается при суиественно разных условиях из-за сильного влияния энергии дефектов упаковки на процесса упрочнения и возврата.

Была изучена кинетика изменения плотности дислокаций в процессе ползучести металлов в ввроком диапазоне температур и напряжений. Показано, что при всех условиях испытания общая плотность дислокаций изменяется во времени так г.е, как и деформация ползучести. Поскольку впеиние условия испытания ( Т , ) при ползучести остаются постоянными, то слогвая кинетика деформации при этом определяется только изменением внутреннего субструктурного фактора. Обнаруженная аналогия в кинетике деформации и обвей плотности

Рис. 5. Изменение плотности дислокаций в серзбре (-«-), меди (©), никеле (о) и алшинии (Л ) от деформации ползучести £ при коэффициентах объемной диффузии : а - Ю~15; б - 10"1!+; в - 1С"12 см2/сек.

6.С-'

2 0 30 £0 -о, МП а Рис. 6. ¿авнскмссть скорости установиться аслзучестя

никеля от напряжения при различных температурах.

дислокаций позволила предположить, что именно такая интегральная характеристика как общая плотность дислокаций, может быть определяющим субструктурным фактором ползучести. Кроме того, было обнаружено, что установивнаяоя ползучесть характеризуется не постоянным значением плотности дислокаций, как постулируется многими теориями ползучести, а постоянной скоростью прироста, пропорциональной скорости деформации ва этой стадии. Для области высокотемпературной ползучести было получено кинетическое уравнение

Я аД(е/&*е)к , (5)

отражающее зависимость плотности дислокаций от напряжения и времени на установившейся стадии.

Помимо зависимости р была определена динамика изменения плотности дислокаций' р (± ) в той жз интервале температур и напряжений. В общем случае наблюдаются три типа зависимости р(£) : линейная, возрастающая и затухающая. Эти зависимости при фиксированной температуре я напряжении описываются эмпирическим соотношением р = ро+ Кб* . Линейная зависимость реализуется при условии 6 б^р . Следовательно, переход через V = I означает изменение механизма деформации, контролирующего скорость установившейся ползучести.

На основании анализа большого количества экспериментальных данных по динамике изменения плотности дислокаций было предложено общее эмпирическое уравнение (3 6г (е/6~кР]_ ^¡г

описывающее изменение р на всех стадиях ползучести в любых условиях испытания.

Анализ результатов изучения различными методами (оптическая и электронная микроскопия, рентген) характера субструктурных изменений при высокотемпературной ползучести позволял предложить схему (рис. 7), отражающую последовательное формирование в процессе ползучести различных состояний дислокационной структуры в зависимости от приложенного напряжения, задающего скорость деформации. Рассмотрен характер изменения субструктурных состояний при различных температурах и значениях энергии д.у.

Полученные в настоящей работе количественные результаты по изменению субструктуры в процессе ползучести, позволяют критически рассмотреть теории ползучести на предмет выполнения предсказаний теории в отнесении изменений субструктуры. Из теорий феноменологического уровня наиболее реалистической представляется теория ползучести с возвратом. До сих пор достоверность теории ползучести

Рис. 7. Карта-схема перестройки дислокационной структуры в ПК-металлах при высокотемпературной ползучести.

с возвратом основывается на экспериментальных работах, в которых показано, что скорость установившейся ползучести mosho описать уравнением & и-Т-Д. , где h. - коэффициент деформационного упрочнения и t ~ скорость возврата измеряются экспериментально при механических испытаниях.

Подобные эксперименты были проведены в Нашей работе на металлах с ГЦХ-реаеткой, и показано хорошее совпадение рассчитанных через % и ¡г скоростей ползучести с экспериментально измеренными величинами скорости ползучести. Интереоно отметить, что изменение скорости возврата в зависимости от напряжения и температуры проаоходит таким ке образом, как и изменение скорости установившейся ползучести в зависимости от этих величин. Коэффициент деформационного'упрочнения изменяется совсем другим образом. Отсюда делается вывод, что возврат вносит решающий вклад в изменение скорости ползучести.

Недостаток проведенных механических экспериментов состоит в тем, что в этих экспериментах абсолютно не учитывались изменения субзтруктурк, присходяаие при ползучести. В настоящей работе была предпринята попытка выразить t и h. через плотность дислокаций, - измеренную при ползучести. Для этого было вспользозано то обстоятельство, что характеристики воззрата t а упрочнения h. по сути своей связаны только с изменением внутренних напряжений <oi , величина которых обусловлена общей плогностьи дислокаций. В общем случае приложенное напряжение 6 - 61 + , где <Ö,V -динамическая составляющая внепкего напряжения, расходуемая на двизеяие дислокаций.

Изменение внутренних напряжений обусловлено в первую очередь изменениями общей плотности дислокаций согласно уравнению «= оС ¿£?j>te. Тогда величины tu. h- мокко записать через изменение р следущвы образов:

t*d6i/dt (7)

h:d6l/d£ С8)

Зеличины ciy/dLs и d(j>/di моняо определить из полученных в работе данных о зависимостях - ) к р (£ ) (ур. 5 и 6) в исследованных металлах. Отсюда скорость ползучести

f -Iz/hl = = ишм* Гсл

t-10/щ Ра+ЯПе ? ^

dp/cL£

Уравнения (7), (8) и (S) описывают изменение t , К и с в любой моыент времени независимо от стадий ползучести, что обусловлено непрерывным характером заложенных в эти уравнения субструк-

турннх изменений при ползучести.

Компвтерныз расчеты скорссти установившейся ползучести по формуле (9) показывает хорошее совпадение с измеренной з эксперименте скоростью ползучести. Изменение с тошерзтурод и наяряхеяигм рассчитанной скорости ползучести происходит аналогично изменения измеренной скорости, что свидетельствует о том, что теория ползучести с возвратом удовлетворительно ояг.сизает вкссг'стзмпьрг.турнуа ползучесть металлов на феноменологическом урезне.

Достоинство нгстсяпях исследований заключается в тем, что доказательство спрае^лнзссти теории ползучести с зоззратсм впервые базируете» на субструктургих кзмекеягях, в ч?.стзо;тя, -то'гененкг плотности дислокаций з процессе ползучести. Анализ современных дислокационных теорий ползучести с течки зрения полученных результатов позволяет сделать выбор з пользу модели трехмерных сеток дислокаций.

Особенности зь'сокотемлетатурной деформация металлов с (Ж-рсаеткой. На примере металлов с РцХ-ресеткои нами были определены основные закономерности субструктуртх изменений при высокотемпературной ползучести металлов показана их сильная зависимость от величины энергии д.у. Исяко было онидать, что установленные закономерности справедливы и для металлов с ОЩС-репеткой. Тогда область высокотемпературной ползучести, где скорость устано-вивЕейся ползучести контролируется переползанием дислокаций, деляна наступать а СЦгС-иеталлзх * 300 мДя/ы2) у;:;з при комнатных тешературах.

Действительно, некоторые субптрухтурные л механические характеристики СЦХ-металлсэ свидетельствует о тем, что процессы возврата в них протекав? гораздо легче, чем в ГЦХ-металлах. Так, з условиях деформации с плавно возраставшим напряжением, затухающая кривая р (£ ) наблюдается з сС - железе у-е при комнатной температуре. Однако з дальнейшем, по мерз повышения температуры, кризся зависимости р (с ) опять становится линейной. Причиной такой аномальной последовательности з изменении 0 (£ ) является наличка примесей внедрения в СЦХ-металлах.

Ирксустзне примесей внедрения з О'ХК-металлах нарушает поступательный, плазный ход температурных зависимостей различных механических и структурных характеристик, который, наблюдался з Па-металллх. Тем не менее, одна из оснозных закономерностей теории деформационного упрочнения, устанавливается линейное ссотнсление мегду Ур1 и о ( ур. 2 > сохраняется при всех температурах

испытания от 0,2 до 0,7 Тпл для металлов о ОЦК-ренеткоЙ. Влияние примесей внедрения сказывается на температурных зависимостях параметров б"0 и оС . В области средних температур (0,3 - 0,4 Тпл) параметры 6~0 и сС несколько увеличивается, и в результате кривые 6; (Т) и с£(Т) приобретают "горбоскЗразный " характер.

Чтобы отделить вредное влияние примесей, необходимо было провести исследования на чистых металлах с ОШС-реаеткой. Практически сделать это на полукристаллических материалах очень сложно, поскольку все известные металлы с СЦК-решеткой принадлежат к металлам 1 и У1 групп, которые склонны легко растворять примеси внедрения (углерод, кислород, азот). С целью уменьшения влияния примесей внедрения дальнейшие исследования были проведены на поликристаллическом молибдене, рафинированном цирконием (0,12 вес.$2оО. Цо- • либден такого состава близок к сплаву ЦМ-10. Цирконий "отсасывает" примеси из репетки и переводит их з труднорастворймые химические . соединения типа карбидов, нитридов и окислов циркония. Несмотря на очевиднее упрочняюще влияние в общем незначительного количества дисперсных выделений, эффект очистки металла доминирует при этом и приводит к заметному увеличения пластичности.

Было обнаружено, что в условиях плазно возрастающего напряжения на образце кривые деформации рафинированного молибдена разделяются на два участка. В пределах перзого участка деформация изме-. кяется пропорционально напряжению с большим коэффициентом деформационного упрочнения, который практически очень слабо уменьшается при повышении температуры. Второй участок кривой характеризуется весьма быстрой (относительно напряжения) деформацией со сравнительно малым и зависящим от величины деформации коэффициентом деформационного упрочнения. На втором участке кривой был определен показатель деформационного разупрочнения т. в уравнении . Он оказался равен двум независимо от температуры испытания.

Необходимо заметить, что для ЩК-металлоз при любой температуре вся кривая растязения является однородной, удовлетворяющей степенной зависимости с единым для данной температуры значением показателя СП . У металлов с СЦК-рещеткой наблюдается несколько иная ситуация. При любой температуре сначала реализуется линейный участок, за которым следует параболический.

По сути, линейный участок на кривых деформации (ЦК-металлов ограничен сверху напряжением-предела пропорциональности б"пр , при достижении которого происходит срыв пропорциональности. На рис. 8 приведены значения 6~пр , при которых заканчивается линей-

М о,б т/гм

Рис. 8. Зависимость от температуры предела пропорциональности <5Г,р(в)и напряжения б"«?(о) для металлов с ЩК-резеткой.

^ ¿о' 40 е;Ша

Рис. 9. Зависимость скорости устанозлгсейся ползучести молибдена от величины приложенного напрягения. (О ) - 0,45 ; С® ) - 0,56 ; (+) - 0.68 Тал.

¡шй участок на кривых деформации в завис км ост и от температуры для исследованных нами гелсза, ванадия и молибдена. Кривые на этом рисунке удобно выразить функцией

. "С а-т/%А)3, сю)

которая хорозо описывает зависимость предела пропорциональности от ге:-пературы в пределах исследованной солесте температур.

Испытания и а ползучесть металлов с СЦК-реает»:ой были проведены при тех :;:г тевдературах, что и ГЦгС-изтадлоз (0,45; 0,56 и 0,68 TnJ. Зависимости скорости установившейся ползучести <£ очищенного молибдена от приложенного напряжения в логарифмических координатах для этих трех температур приведены на рис. S. Б отличие ст чистых цеталлоз с ГЦК-реветкой, у которых подобные кривые разбивается на два прямолинейных участка с наклонами íl = 4,5 к И — 8, в данном случае при всех трех температурах кривые четко разделяются на дха участка - с п = I в области малмх напряжений :: IX = S при бользих напряжениях.

Аналогичные результаты с область» ползучести, где п. = I, бала получены тахгг кг киоб:«: и хроме при температуре испытания 0,68 Т . При более низких температурах (0,56 Тп„) в ниобии наблюдайся две области ползучести со значениях!:-: показателя степени П , соответственно, 3 к 10, а у хрома - Л- «= 4 п 8.

Анализ этих данных позволяет сделать вывод о том, что сбдаст:. ползучести с ¡X - 1 характерна для чистых металлов с СЦК-реиетксй, гла для ОЦХ-маталлов с кргшосшл: при хысо::их температурах, когда тсраозягее гляяпае пркггсссл па дзажевае дислокаций исчезает.

Было проведено сопоставление «окду собой данных по ползучести ионокркст€ЛЛйчеохого молибдена; псяжристаллического молибдена, изготовленного ¡;з монокристалла горячей прокаткой и рекрксталлпза-ционным откатом; псли/сристаллического молибдена марки и молибденового листового сплава. ЦМ-Ю. Таким образом предполагалось выяснить влияцие чистоты молибдена на его характеристики ползучести.

»Лоно- и полукристаллические образцы, изготовленные из чистых монокристаллов молибдена, "а такг.з образца , изготовленные из ма-cczbhux заготовок сплава ÍM-I0, показали наличие области ползучести с П, » I уне при 0,45 TnJ. (подобно данным на рис. S). Образцы ::з тонколистового сплава IU-IO и металлокерамаческого молибдена иаркЕ -Я обнаруживают область ползучести с ¡~t = I только при 0,65 Т,п. В области низких температур (0,45 к 0,56 ТГ1Л) присуствие примесей внедрения 2 этих образцах изменяет поведение молибдена при ползучести, заменяя свойственную чистому молибдену область

ползучести с П = I на ползучесть с П. - 3 пли 5.

СО нарушение з СЩ-ист аллах области ползучести с П = I является несколько неожиданным результатом. Обычно область ползучести с П = I наблюдается з металлах при очень высоких температурах и малых напряжениях и классифицируется как бездислокационная диффузионная ползучесть Набарро-Яераига или ползучесть Кобла. Злектронномнкроскопичеспнз и металлографические наблюдения, а тгг.-20 данные механических испытаний, указывают на то, что в данном случае ползучесть с П. = I является дислокационной ползучестьэ.

По созскупноети данных зтот тип ползучести блине к дислокационной ползучести лэряера-Дсрнз. Ползучесть Харпера-Дорна такЕе наблюдается при высоких техлерзтурах и малых напряжениях а зцзет показатель степени П = I, однако, з отличие от ползучести Набар-ро-Херкнга и Кобла, она ке зависит от размера зерна ил:: субзерна.

В этой связи был поставлен эксперимент по сопоставления ползучести молибдена в пели- и з мснокристаллическсм состоянии. Сказалось, что и в поликристаллическом молибдене и в мочокрпсталлическом с ориентировкой (112) вдоль оси растяжения наблюдается область ползучести с П. = I при одинаковых скоростях установившейся ползучести. Следовательно, размер зерна ке сказывается на механизме ползучести с П. - I, к его можно предварительно класспфицирезать как ползучесть Харазра-Дорна.

Из данных, приведенных на рис. 9 следует егё одна интересная особенность высокотемпературной ползучести неталдез с СЦК-ргиеткой. Разграничение двух областей ползучести с гХ - I и П. = 5 происходит при практически постоянной для все;; исследованных температур скорости устанозивсейся ползучести •£ Ю-8 с-1.

¡Гапомким, что з металлах с ПЦС-структурой (рпз. б) критическая скорость ползучести (переход от а = 5 г Л - 8) зазкеат от т-омпературн стсль ~з сильно, как и коэффициент диффузия , что подтверждает диффузионную природу ползучее:;;, прояг.ляйнуз з механизме переползанзя дасясхапгЯ. 3 чист си металле о СЦК-репет-кой (молибдена) практически нз зависит <с те ил ер а? урн. На краях йсследсзанного интервала те:лерэтур (0,45 - 0,68 7 ) критические скорссти различаются менее чем з дза раза, т.е. близки к значению 10"^ детальный анализ экспериментздьккх результа-

тов показал, что реальное злияние температуры на скорость установившейся ползучести ЩК-металлоз в рагки уигазреалькой Формулы (4) не укладывается.

Влияние температуры на ползучесть ОСС-металлсз более яагляд-

но проявляется в зависимости от температуры напряжения б"к/> , которое разделяет области ползучести с М- = I и ¡1=9. Такие зависимости б^СТ) для молибдена представлены на рис. 8. На этом рисунке представлены также данные по изменении с температурой

. молибдена в условиях деформации методом плавного нагругения. Совпадение данных и блр на рисунке свидетельствует о том,

что они имеют одну физическую природу, и при ползучести при-

мерно равно б,? пра каждой данной температуре.

Учитывая этот факт, а также то, что пра всех исследованных температурах переход от области ползучести с П. = I к области с

/1 = 5 происходит практически при одной и той же скорости £кр , для скорости установивпейся ползучести можно предложить простую, эмпирическую зависимость, которая позволяет прогнозировать скорость ползучести молибдена £ = £кр (бУб"«?)"" , где IX = I для 6" * 6"«р и П. = 9 для 5 > 6"кр , а = при обычном

испытании на растяжение при данной температуре. Подставив 6"Кр из уравнения 10 в это уравнение, получим уравнение для скорости установивнейся пслзучест"

Б котором тешературный член выражен степенной функцией в отличие от экспоненциальной в формуле (4) для ЩХ-ыеталлоз.

Тек км образов, по целому ряду особенностей (механических, кинетических и структурных) поведение чистых иаталлоз с ОЦК-ре-взтгой (молибден, вольерам, ниобий, хром) при ползучести сильно отличается от поведения сравнительно хорошо изученных металлов с ПК-реветкой. Очевидно, это обусловлено различиями в природе и поведении определявших деформацию дефектов кристаллической ре-летки, главным образов дислокаций.

Два фактора: объемная структура ядра винтовых дислокаций v: высокий барьер Пайерлоа в СК-металлах, по-видимому, и обусловливают отмеченные особенности их пластической деформации, s частности, существование барьера по яапрягенпю . Позызенке температуры не устраняет целиком этот барьер, а только спивает его уровень, уменьшая необходимое для его преодоления напряжение . Ниже

деформация осуществляется дзкжеяием краевых дислокаций, так cas: для них барьер Пайерлса значительно ниже, чем для винтовых. Вызе деформация металлов контролируется механизмом перемесе-

Е2Я винтовых дислокаций путем ссперечного скольжения.

(II)

ЗШПЯЕНИЕ И ОСНОВНЫЕ ВУЗСЙЫ

3 результате проведенных исследований сформулированы основные закономерности развития субструктуры при высокотемпературной деформациями ползучести в металлах с ГЦК и ОЦК-рзаеткамя. Получена эмпирические уравнения, устанавливающие взаимосвязь ме^ду изменением субструктуры (плотности дислокаций) в процессе вые окоте на ер ат урной деформации и внешпта! факторами (тегятературой и напряжением).

Использование в работе установленных закономерностей развитая субструктуры позволило уточнить иззестннз механизмы зысокотешера-турной деформации, определить их границы по те;.-лературе и яспрягз-ииа, в пределах которых эти кехаакзиы действуют, объяснить роль энергии дефектоз упаковки в устаяозлекза ызханцзма вксскотз'-яера-турной деформации, найти обцзе чьрты развития высокотемпературной деформация з металлах с ГЦК и СЦК-решеткаып, а такг.з исследовать особенности высокотемпературной деформации з металлах с различным типом кристаллической релеткн.

1. Развита представления об эффективной плотности дислохачаи, ответственных за раз ориентировку субструктуры в крупнозернистых деформированных полукристаллических неталлах. Показано, что при высокотемпературной деформации эффективная плотность дислокаций изменяется пропорционально общей плотности дислокаций, и характер ее изменения с деформацией р (£) определяется механизмом воззрата, контролирующего скорость высокотемпературной деформации. Установлено, что затухакпзя зависимость р (£) наблюдается при высоких температурах и калах напряжениях и связана с !-!ехачлЗмом Д"Ф5узионнс-кон-тролируемого переползания дислокаций; возраставшая зависимость соответствует .зь'соккд напряжениям, когда контролируппин механизмом является поперечное скольгенпз и аннигиляция винтовых дг.слок-.цнл.

2. Экспериментально изучена температурная з аз ценность Ç(£ ) и ç(<o) для полйхркоталлачесхах металлов с ГЦК-регетхсй в д:;а- • пазонз температур от комнатной до 0,7 ТП1 з услозиях деформации с постоянно зсзрастакзте напряжением, что дало возможность установить э?'.пиряческпе уравнения, описывающие з аирском диапазоне температур кривые деформации металлов с учете» субструкгургшх излечений, происходящих при деформации.

Доказано, что в металлах с ГЦК к СШС-ргдетх&ии одно из основных уравнений теории деформационного упрочнения, зыразассез соотношение между напряжением течения и плотностью дислокаций 6" = S"0 + сС ¿Ei'p' , выполняется в пирскси диапазона температур от

комнаткой до 0,7 Тдл. Для чистых металлов с ГЩС-решеткой ' 60 равно нулю.

3. По температурным зависимостям механических, структурных к термодинамических характеристик исследованных металлов впервые установлено, что температура перехода от низкотемпературного'механизма ползучести к высокотемпературному (когда скорость ползучести контролируется переползанием дислокаций) е металлах с ГЦК-ре-сеткой зависит от величины их энергии дефектов упаковки.

Раскрыта $-!Зическая причина влияния энергии дефектов упаковки на механические свойства металлов. Получено экспериментальное подтверждение теоретическим представлениям о том, что переползание расщепленных дислокации ко*ет осуществляться без предварительной стяеки частичных дислокаций, путем образования на расщепленной дислокации двойного порога.

3 области высокотемпературной ползучести, при фиксированной температуре испытания, увеличение приложенного капрлгекия пр;зодкт к смене механизма деформации, контролирующего скорость установившейся ползучести, от высокотемпературного к низкотемпературному. Показано, что ыапрягенке 6*К|г , .при котором происходит смена механизма деформации при ползучести,' примерно разно условному пределу текучести при данной температуре.

5. На основания структурных исследований в широк см темпера-турко-спловом и стерв а ле металлов с ГЦК и <Ж-резеткамн установлено, что па устак0312сейся стадии ползучести обсая плотность дислокаций изменяется с постоянной скоростьв, которая пропорциональна спорости ползучести.

Предложено эмпирическое уравнение, описывающее изменение обсей плотности дислокаций на всех стадиях ползучести.

6. Результаты механических испытаний чистых металлов и твердых растворов с ГЦХ-реветкой рассмотрены с точки зрения теории ползучести с возвратом. Установлено, что теория ползучести с возвратом хорозо выполняется в тех температурно-скловых условиях, когда скорость ползучести контролируется переползанием дислокаций.

Показано, что более точное совпадение с теорией возврата достигается, если выразить скорость возврата к скорость деформационного упрочнения через экспериментально измеренное изменение плотности дислокаций при ползучести. Такой подход позволил получить уравнение, которое дает возможность определить скорость ползучести ПК-металлов на лпбом этапе деформации с учетом субструктурных изменений.

7. Сравнительный анализ механических и еубструктурных характеристик металлов с ГЦХ и СЦК-реиетками при высокотемпературной деформации показал, что, поскольку металлы с CLK-репеткой обладают высокой энергией д.у., процессы возврата начинают активно развиваться в них при относительно низкой температуре и з исследованном температурном интервале (0,45 - 0,7 Тцл) величина энергии д.у. не оказывает столь существенного влияния на механизмы деформации, как в металлах с ГЦК-решеткой. Более важное влияние на процесс высокотемпературной деформации в чистых ОЦК-металлах сказызает строение ядра винтовой дислокации.

8. На основании изученной в работе силовой зависимости скорости ползучести ОЦК-металлоз установлено, что в пределах области малых напряжений чувствительность к напряжению чистых СЦХ-метал-лов значительно меньше ( П. = I), чем у частых ЩК-металлоз ( п. = 5). 3 области больших напряжений поведение СЦК и ГЦК-металлсз при ползучести практически одинаково и контролируется одним механизмом деформации ( И = 7 - 8).

Показано, что напряжение, разделяющее области ползучести с И = I и Я. = 8 и отвечающее за смену механизма, контролирующего скорость устанозизпейся ползучести, равно напряжении предела пропорциональности бпр при температуре испытания.

9. Установлено, что наличие примесей внедрения в СЦК-четаллах приводит к изменению механизма деформации, контролирующего скорость ползучести в области малых 'напряжений; показатель степени

П. вместо единицы становится равным 3 или 5.

10. В результате исследования температурно-силовых характеристик ползучести чистых металлов с СЦХ-регаеткой предложено эмпирическое уравнение, позволяющее прогнозировать установившуюся скорость ползучести. Зависимость скорости установившейся ползучести от температуры в этом уравнении выражается температурной ■ зависимостью напряжения, разделяющего области деформации с различными механизмами ползучести и определенного как напряжение предела пропорциональности.

Основное содержание диссертации опубликовано з следующих работах:

I. Окраинец H.H., Пищак З.К. Особенности высокотемпературной ползучести металлов с ПК-репеткой. - Известия АН СССР, Металлы, 1973, ;г 3, с. 151-154.

г. ЕСозырский Г.Я., Окраинец H.H., Пищак В.К. Злияниз темпе-

ратуры деформации на образование субструктуры в никеле // Металлофизика. - 1974,- X 56.- С. 22-26. "

3. Козырский Г.Я., Скраянец П.Н., Пищак В.К. Структурные изменения в Си и сплаве Си./1С при высокотемпературной деформации // ШЛ. - IS74. - т. 38, * 5. - С. 1027 - 1032.

4. Козырсхий Г.Я., Окраинец E.H., Пииак В.К. ©следование изменений структуры ванадия при растяжении с постоянной скоростью нагружения // ¡Ш. - 1976. - т. 41, & 3. - С. 614-619.

5. Окраинец П.Н., Пищак В.К. Температурная зависимость деформационного упрочнения поликристаллических металлов с ГЦК-репет— кой // Известия А2 СССР, Металлы. - 1976. - Ä 4. - С. I27-I3I.

6. Козырский Г.Я., Скраинзц П.Н., Пищах В.К. Изменение суб-структури ванадия при ползучести // Металлофизика. - 1977. - Л 69. С. 51-55.

- 7. Окраинец H.H., Пищак В.К. ■ Структурные изменения в сплаве Си + 10 ат.%Ы1 при ползучести"// <Ш1. - 1977. - т. 44, й 4. -С. 761-765.

1 8. Козырский Г.Я., Окраинец П.Н., Пивзк З.К. Изменение плотности дислокаций и механических свойств сС - железа в зависимости от температуры деформации // Металлофизика, - 1978.- И 71.-С. 55-60.

9. С&раинец Я.Н., Пкаак В.К. Влияние типа кристаллической реззткк на деформацию железа //'Металлофизика. - 1978.-.ü 72. -С. 31-35.

10. Окраинец H.H., Ппщак З.К. Зависимость скорости ползучести '. от напряжения для металлов с ГЦК реаеткой // ФММ. - 1978. -• т. 46, Л 3.- С. 597-601.

11. Горная И.Д., Петрункн Г.&., Пиках В.К. Сопоставление электроннонихроскояичеоких а рентгеновских данных об изменении плотности дислокаций при деформации сплава кедь-никель // <8МИ. -1978. - т. 46, Ä 2. - С. 427-429.

12. Окраинец П.Н., Пищак В.К. зависимость прочности а суб-структурн меди и сплавов -Си + 7,5 ат.Й № и Си. +■ 10 sct%fiJi от температуры деформации //Известия АН СССР, Металлы. - 1978. -

Г( 5. - С. I3I-I38.

13. Скраинец П.Н., Пищак З.К. Выражение кривых деформация-напряжение для поликристаллических металлов с ГШС-решеткой через суэструхтурные параметры /7 Металлофизика. - 1978. - Я 74. -

С. 71-79.

14. Охраинец П.Н., Пивдк З.К. Влияние напряжения на струк-

тур пае изменения при высокотемпературной ползучести сплава Си + 10 ат.% N1 // У5Л. - 1979. - т. 24, I 8. - С. II83-II87.

15. Сзсраанец H.H., Пицак В.К. Упрочнение, возврат и структурные изменения при ползучести сплава Си + 10 ат.й //£ // ibOi.-1980. - т. 49, .5 5. - С. I08I-I087.

16. Окраинец H.H., Пшцак З.К. Связь структурных изменений с механическим поведением металла при ползучести. Уравнения ползучести // Проблемы прочности. - 1980. - Л 3. - С. 12 - 19.

17. Моисеева И.В., Окраинец П.Н., Никак З.К. Динамика изменения плотности дислокаций при ползучести ншселя // - 1980. -г. 49, И. - С. 651-654.

18. Моисеева Й.З., Окраинец П.Я., Писак З.К. Структурные вменения и механизм ползучести никеля // У5&. - 1980. - т. 25, i 3.- С. 485-489. .

19. Скраинец H.H., Пнщак З.К. Нормирование субструктуры я. зиутренннх напряжений при ползучести // ЪШ.- т. 49, й б. - IS80. 7. 1274-1279.

20. Скраянец H.H., Пищак В.К. Определение упрочнения и воз-¡рзта при высокотешературной ползучести никеля по изменении иотноми дислокаций // Металлофизика. - 1981.- т. 3, Ä I, -

!. I07-II3.

21. Моисеева Й.В., Охраяяец H.H., Пшцак В.К. Плотность дго-юкаций и внутренние напряжения в алюминии при высокотемпературной юлзучести // Металлофизика. - 1982. - т. 4, £ I. - С. 82-87.

22. Моисеева И.З., Скраянец H.H., Пап;ак В.К. Структурные избиения ъ fit ив сплаве fi£ + I весSSi при ползучести // Металлофизика. - 1982. - т. 4, Я 6. - С. II5-I16.

23. Охраипец H.H., Никак В.К. Фактор напрякенм в уравнениях ¡олзучести металлов // УС!. - 1982. - т.27, й 10. - С. 1550-1555.

24. Моисеева Я.В., Окраинец П.Н., Писак З.К. Рентгеновская ¡етодяка изучения динамика плотности дгслокацзй прз дефорнацня [сдикристаллоз. - Препринт-IS» АН УССР, ИЛ 2.82, 1982. - 28 с.

25. Моисеева И.З., &;раияец H.H., Пиках З.К. Изиеценяз ¡лотыости дпслскашй э нпкеле пра больпгх скоростях поззучеота // ГЯ. - 1984. - Т. 29, Й 2. - С. 274-279.

26. Моисеева Я.З., Скраан?ц H.H., Пккзк В.К. Структурные я :зхсзэтескне особенности ползучести сергбра // йзвгстяя Ш СССР, 'еталла. - IS84. - Я 4. - С. 179-183.

27. Окраинец П.Я., Нггак З.К. Ползучесть и энергия ьктетаци* ;оязучести металлов // Уеталлофизяка. - 1985. - т. 7, В 3. - С. 73

77

28. Скраинец П.Н., Пицак B.K. О границах высокотемпературной области ползучести металлов с ГЦК-решеткой // 7Ф1. - 1985. - т. 30, i 9. - С. I386-I3S2.

29. Моисеева И.В., Окраинец H.H., Пищак В.К. Фактор напряжения при ползучести молибдена // Металлофизика. - 1985.- т. 7, Я 2.

- С. 115—116.

30. Моисеева И.В., Окраинец H.H., Пишак В.К. Скорость ползучести молибдена и никеля при 0,56 Тпл // Известия АН СССР, Металлы. - 1986. -16. - С. 180-184.

31. Кояоненко В.А., Пидак В.К. Микроструктура и Характеристики ползучести рекристаллизозанного молибдена // Металлофизика. -1986. - т.8, & 6. - С. 65-69.

32. Моисеева Й.З., Окраинец П.Н., Пидак В.К. Субструктурные к механические характеристики ползучести молибдена // УФЬ. - 1988.

- т. 33, Я 9. - С. I377-I36I.

33. Моисеева И.В., Окраинец П.Н., Писак В.К. Особенности ползучести молибдена при различных температурах // Металлофизика. -1588. - т. 10, й 2. - С. 55-59.

34. Кононенко В.А., Никак В.К. Ползучесть моно- и поликристаллического молибдена высокой чистоты // Высокочнатые вещества. -IS66. - & 4. - С. II9-I2J.

35. Окрааяес П.Н., .Никак В.К. Эмпирическое уравнение ползучести молибдена // Металлофизика. - 1589. - т. II, й 3. - С- 112— 114.

36. Котко В.А., Моисеева И.З., Окраинец П.Н., Пидак В.К. Эволюция субструктуры при высокотемпературной псязучестя в металлах с пк-реветкой // ГШ. - 1989. - т. 34, Ä 10. - С. 1576-1582.

37. Окраинец H.H., Пипак В.К. Деформация молибдена в условиях плавного нагруженая и ползучести // Известия АН СССР, Металлы. - ISS0. - Л 5. - С. 135-140.

33. Окраинец H.H., Пииак В.К. Ползучесть молибдена различной чистоты // Металлофизика. - 1990. - т. 12, Л 4. - С. 28-32.

39. Кононекко З.А., Никак 8.К., Ватова И.З., Сравнительное исследование ползучести моно- z поликристаллического молибдена // ■t.&l. - ISSI. - & 4. - С. 181-186.

40. Осракнец П.Н., Пицак З.К. Особенности высокотемпературной ползучести металлов с ШК-регеткой // Металлофизика. - IS9I--Т. 13, Я 8. - С. 116-120.

р>Д