Теоретическое исследование микромеханизмов деформационно-стимулированного роста зерен и упрочнения сверхпластичных материалов тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

РГ од

О 2 ИЮН 1ЯЯ7

на нравах рукописи

ПИРОЖНИКОВА Ольга Эдуардовна

ТЕОРЕТИЧЕСКОЕ ИССЛЕДОВАНИЕ МИКРОМЕХАНИЗМОВ ДЕФОРМАЦИОННО - СТИМУЛИРОВАННОГО РОСТА ЗЕРЕН И УПРОЧНЕНИЯ СВЕРХПЛАСТИЧНЫХ МАТЕРИАЛОВ

Специальность 01.04.07 - физика твердого тела

Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата физико - математических паук

Нижний Новгород, 1997 г.

Работа выполнена на кафедре физического материаловедения Нижегородского государственного университета им. Н.И. Лобачевского г. Нижний Новгород

Научный руководитель: доктор физико - математических наук

В.Н. Перевезенцев

Официальные оппоненты: доктор физико - математических наук

профессор В.В. Рыбин

кандидат физико - математических наук с.н.с. A.B. Шалимова

Ведущая организация: Московский институт стали и сплавов

Защита состоится 4 июня 1997 г. в 10 часов на заседании диссертационного Совета Д.063.77.03 при Нижегородском государственном университете им. Н.ИЛобачевского по адресу: Н.Новгород, пр. Гагарина, 23, корп.З, НИФТИ.

Отзывы направлять по адресу:

603600 Н.Новгород, ГСП-34, пр. Гагарина, 23, корп.З.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Нижегородского государственного университета им. Н.И. Лобачевского.

Автореферат разослан " " 1997 г.

Ученый секретарь специализированного диссертационного совета доктор физико - математических наук профессор

Чупрунов

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ Актуальность темы. В настоящее время наблюдается новый подъем интереса к изучению эффекта сверхпластичности, открытого более 60 лет назад. Это связано с тем, что в последние годы круг сверхпластичных материалов существенно расширился, в пего вошли интерметаллиды, конструкционные керамики и композиты. Кроме того, недавно было открыто явление высокоскоростной сверхпластичности в композиционных материалах на основе алюминия. Существенно расширились области технологического использования этого эффекта: в режиме сверхпластичности стали обрабатывать высокопрочные титановые и алюминиевые сплавы, формовать конструкционные керамики. Активизировались научные исследования особенностей п закономерностей сверхпластичности. Б последние годы опубликованы результаты всесторонних экспериментальных исследований поведепия сверхпластичных сплавов на основе алюминия, титана, меди, конструкционных керамик и композитов, описаны закономерности их реологического поведения, эволюции микроструктуры и разрушения. Заметпые успехи достигнуты в теоретическом описании явления сверхпластичности. В первую очередь следует отметить появление физической теории сверхпластичности [Л 1 ]. В рамках этой теории удалось решить пелый ряд проблем структурной сверхпластичности, разработать новые подходы и методы ее описания.

В то же время многие аспекты деформационного поведения и эволюции микроструктуры сверхпластичных сплавов не получили достаточного освещения. В частности, не были описаны закономерности роста зереп в микродуплексных двухфазных сплавах и керамиках, не были рассмотрены закономерности упрочнения сверхпластичных сплавов при деформации, во многом неполным оставался анализ кинетики накопления дефектов на межзеренпых и межфазных границах сверхпластичных материалов. В связи с этим, весьма актуальным является развитие физической теории сверхпластичности и решение на ее основе ряда практически важных задач описания закономерностей деформационного поведения и эволюции микроструктуры сверхпластичных материалов.

Цель и задачи работы. Целью работы является развитие физической

теории сверхпластичности, разработка моделей эволюции дефектной структуры сверхпластичных материалов и описание закономерностей их деформационного поведения.

В работе были поставлены следующие задачи:

• Описание кинетики накопления дефектов на границах зерен сверхпластичных материалов с учетом влияния дефектной структуры границ на параметры процесса зернограничной диффузии;

• Разработка модели деформационно-стимулированного роста зерен в микродуплексных сплавах и керамиках;

• Разработка физической модели процесса деформационного упрочнения сверхпластичных сплавов.

На защиту выносятся елрлутщик основные положения, определяющие научную новизну получеппых в работе результатов.

1. Впервые разработана физическая модель накопления дефектов на внутренних границах раздела, учитывающая зависимость диффузионных параметров границ зерен от вида и плотности распределенных в них дефектов.

2. Впервые построена обобщенная физическая модель деформационно-стимулированной миграции границ в двухфазных, сверхпластичных сплавах и керамиках, позволяющая описать зависимость скорости роста зерен от скорости и степени сверхпластической деформации, а также параметров исходной микроструктуры материалов.

3. Впервые разработана физическая модель первой стадии деформационного упрочнения сверхпластичных материалов, позволяющая описать поведение кривой напряжение-деформация и объяснить кинетику упрочнения в широком интервале скоростей и температур сверхпластической деформации. Практическая ценность работы. 1) Разработанные в диссертации модели и методы расчета параметров дефектной структуры границ зерен, их диффузионных характеристик, а также параметров деформационного поведения сверхнластичных материалов мо!уг быть использованы для дальнейшего развития

теории сверхпластической деформации, теории высокотемпературной ползучести и теории рекристаллизации.

2) Предложенные в работе модели деформационно-стимулированного роста зерен и модели упрочнения могут быть использованы для расчетов оптимальных темпера!урпо-скоростных режимов сверхпластического деформирования промышленных сплавов и конструкционных керамик. Апробация работы и публикации.

Основные результаты диссертации были представлены на научных отечественных и международных конференциях: IV Всес. конф. "Сверхпластичиость металлов" (Уфа, 1989), IV Всес. сем. "Структура дислокаций, механические свойства металлов и сплавов" (Свердловск, 1990); IV Всес. конф. "Текстура и рекристаллизация в металлах и сплавах" (1991); Всес. конф. "Сверхпластичность пеорганических материалов" (Уфа, 1992) "International Conference on Superplasticity in Advanced Materials". - ICSAM-1994, (Москва, 1994); 7-th Int.Conf. "IntergranuJar and interphase boundaries in materials".-IIB-95, (Lisbon, 1995); Всеросс. Конф.: "Структура и свойства кристаллических и аморфных материалов" (Н.-Новгород, 1996). По теме диссертации опубликовано 12 печатных работ. Структура и объем диссертационной работы.

Диссертация состоит из введения, четырех плав, списка литературы (214 наименований); изложена на 195 страницах машинописною текста, содержит 29 иллюстраций и 5 таблиц.

КРАТКОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ Во введении обоснована актуальность темы диссертационной работы, сформулированы цель, задачи и основные положения работы, выносимые на защиту, изложено краткое содержание последующих глав.

Первая глава посвящена обзору современных представлений о микромеханизмах деформации и эволюции микроструктуры сверхпластичных материалов. В первом разделе описаны основные закономерности деформационного поведения материалов в условиях сверхпластичности. Проведенный анализ экспериментальных результатов показывает, что

принципиальное значение для развития сверхпластической деформации имеют процессы взаимодействия решеточных дислокаций с границами зерен. Это взаимодействие оказывает стимулирующее влияние на зернограничные процессы и приводит к активизации зернограничного проскальзывания и деформационно-стимулированного роста зерен.

Во втором разделе изложены основные идеи физической теории структурной сверхпластичности [Л1]. В соответствии с этой теорией переход материала в режим сверхпластичности связан с переходом границ зерен в особое состояние с высокой диффузионной проницаемостью. Причиной этого перехода является взаимодействие границ зерен с решеточными дислокациями, осуществляющими внутризеренную деформацию образца. При попадании дислокаций в границу, происходит делокализация их ядер и обусловленное этим процессом изменение свойств границ. В рамках таких представлений основным процессом, определяющим характер структурной сверхпластичности, является взаимодействие решеточных дислокаций с границами и накопление дислокаций ориентационного несоответствия и продуктов их делокализации на границах зерен. Анализ накопления дефектов является основой описания закономерностей деформационного поведения сверхлластичных материалов и описания эволюции их микроструктуры (разделы 1.2.3,1.2.4). Другой принципиальный момент, который необходимо учитывать при описании явления структурной сверхпластичности, - изменение диффузионных свойств границ при их взаимодействии с дислокациями. Рассмотрению основных идей физической теории деформационно-стимулированной зерно1раничной диффузии [Л2] посвящен третий раздел главы. В соответствии с этой теорией равновесные большеушовые границы зерен могут быть описаны в рамках островковой модели, как состоящие из островков твердой-Б и жидкой-Ь фаз. Основным параметром, определяющим объемную долю и размер островков в этой модели, является свободный объем 1раниц зерен. Подробно рассмотрены микромеханизмы диффузии в островковой структуре границ. В разделе 1.3.2 изложены подходы к описанию неравновесных границ зерен, отличающихся от равновесных наличием избыточного свободного объема , внесенного в границы

решеточными дислокациями. Наличие избыточного свободного объема изменяет соотношение Ь и 8-фаз в 1ранице, увеличивая долю 1,-фазы, и существенно снижает энергию, необходимую для осуществления элементарного акта диффузии. Таким образом, энергия активации диффузии в неравновесной границе оказывается зависящей от наличия в пей дислокаций и особенностей их поведения. В четвертом разделе сформулированы задачи диссертационной работы.

Глава вторая посвящена теоретическому оннсапию кинетики накопления дефектов на границах зерен материалов, деформируемых в условиях структурной сверхпластичности. При решении этой задачи рассмотрены микромеханизмы взаимодействия потоков решеточных дислокаций с границами зерен с учетом измепения диффузионных свойств неравновесных границ зереп при сверхпластической деформации. Кроме того, предложена новая модель диффузионной аккомодации дефектов дисюшнационного типа, возникающих в границах при взаимодействии границ с решеточными дислокациями. Дчя описания кинетики накопления дислокаций ориентационного несоответствия в границах зерен сверхпластичных материалов используется следующая система уравнений:

Здесь ръ - плотность дислокаций ориентационного несоответствия с вектором Бюргегса ДЬ, ¿„- скорость внугризеренной деформации, Гтр - характерное время

диссоциации ядер дислокаций ориентационного несоответствия (ДОН), О^-велячипа коэффициента диффузии в границе зерна, содержащей избыточный свободный объем, обусловленный наличием в ней дислокаций, &~2Ь- ширина границы зерна, в - модуль сдвига, С2 - атомный объем, А1 ~ 10, а' ~ 0.02, \Уо~Ю Решая систему уравнений (1) - (3), можно определить параметры процесса накопления ДОН в границе п, в частности, стационарные значения плотности

Рь = ^у / Ь-рь /1гр

= Мст / о^азор;.

о(,+)= Бь ехр(рьДЬ / а'\Уо).

(1)

(2)

(3)

ДОН р" и характерные времена "выхода" плотности ДОН на стационарные значения trp". В первом приближении, когда избыточная плотность дислокаций ориентационнош несоответствия в границе невелика р" Ab < a'w0> выражение

u at ж. st

для стационарной плотности дислокации рь и времени t^ имеет вид:

41n(p;tÄb/a,W0)+(p?Ab/a,vv0) = l^^I|i-j; p„Ab<a'w0. (4)

t;sP:/a>/$T. (5)

Кинетическое уравнение, описьтающее процесс накопления в границе скользящих компонент делокализованных дислокаций vvt, имеет вид:

wt = ^sv-wt/t„. (б)

Характерное время trt диффузионного "ухода" скользящих дислокаций может быть вычислено как время переползания "эффективной" дислокации с вектором Бюргерса Abt вдоль соседних граней зерна до места аннигиляции с такими же "дислокациями" с других границ:

d2Abt kT 1

t =----, (7)

" C5D; GQ w,

гае C~50 - численный коэффициент.

В этом случае выражение для величины стационарной плотности вектора Бюргерса в границе приобретает вид:

2 ]»Ы-1 + = ln(ievAbt2d2kT / Cb2Db6G), (8)

,woa'J Vwoa'J v 7

а характерное время t", в течение которого величина wt достигает своего стационарного значения wf, определяется по формуле:

£ = </#т(ДЬ,/Ъ). (9)

Важно отметить, что при малых размерах зерен d«T в границах зерен доминируют дислокации ориентационнош несоответствия, а при больших d (d>d") основное влияние на диффузионые характеристики границ зерен оказывают скользящие компоненты делокализованных дислокаций. Величина d' определяется из равенства р^Ь = wt и имеет вид:

(Ю)

При характерных значениях параметров: С=50, А^Ю, рьДЬ - 4,5'10"4-4,5'10'3 величина <1* = 104'Ь = 2.5-25 мкм.

В четвертом разделе рассмотрена кинетика накоплепия плотности нормальных компонент делокализованных дислокаций wn. Как известно, эти дефекты обусловливают дополнительную разориентировку границ оэпе. Поскольку величина соае на разных гранипах неодинакова, в стыках зерен возникают нескомпенсированные развороты - стыковые дисклинации. Системы этих дефектов в деформируемом поликристалле в первом приближении можно представить в виде системы дисклинационных диполей с эффективной мощностью со~<юпс> и плечом (1 (с! - размер зерна).

В работе проведен анатиз юшетикп формирования дисклинации в стыках зерен с учетом аккомодации, обеспечиваемой диффузионным массопереносом в поле внутренних напряжений диполя с^ ¡» Оса. Мощность дисклинапиоппого диполя на произвольной границе зерна можно определить из кинетического уравнения:

где о)' = ая у. Для определения ш представим двухосный дисклипанионный диполь мощности со и плечом <3 в виде системы дефектов, состоящей ш одноосного дисклинационного диполя мощности со с осью поворота в точке <1/2, соответствующей середине расстояния между разноименными дисклпнациями, и расположенных в стыках двух одноименных дислокаций с векторами Бюргерса В=сос1. Движущей силой диффузионного массопереноса в рассматриваемой системе является градиент химического потенциала д, создаваемый полем внутренних напряжений дисклинационного диполя в границе

со = <Ь+ + «Г,

(11)

Выражение для описания уменьшения мощности

диполя клиновых дисклипаций имеет вид:

«гс15+2ю сй = — (о¥а + бь5)со

(12)

Как видно из полученного выражения, скорости изменения мощности диполя ю и величины его плеча d взаимосвязаны. Для определения зависимости co(t) в общем случае необходимо знать закон роста зерен d(t). (Подробно этот вопрос будет обсуждаться нами далее в Главе III). Представим его в виде:

d = А (d/b)"*, (13)

ще A=Apcb(cj/G)b и х=1 при малых о; и А=АюСьЬ и х=2 при больших ю. Аналитическое решение системы уравнений (11), (15) и (16) имеет громоздкий вид, поэтому ограничимся здесь тем, что выпишем выражения для co(t) в некоторых предельных случаях. Введем вспомогательный параметры R, ß и cp(t):

1

R

U dJ i

ß=A(x+l)(b/d)(x+1}, ф(0 = 1 + ßt

(14)

(2-х)

При И«1 (большие напряжения, большие размеры зерен) зависимость ©(0

(15)

имеет вид:

*|(ф(0)~Ш (<p(t))0

2-х х + 3.

К(ф(0)-О +lj-R(^]|(qXt))[

При ГЬ>>1 (малые о, малые d) решение имеет простой вид лишь в случае рк<Г.

<o(t)

V ь ) Сь

1 - exp

. з\

Сь i

t U0J

(16)

Численный анализ показывает, что зависимость со(1) в случае произвольных значений параметра И во многом аналогична зависимости, вычисляемой по формуле (15). В предельных случаях (к«1 и (к»1, мощность ш квазилинейно нарастает с увеличением степени деформации со©» = В области промежуточных значений ре] величина ©(0 нарастает с увеличением медленнее, причем скорость ее роста существенно зависит от скорости деформации ё, и начального размера зерен материала do.

В главе третьей рассмотрен процесс деформационно-стимулнроваппого роста зерен в сверхпластичных материалах.

Анализ экспериментальных данных показывает, что процесс роста зерен при сверхпластической деформации, характеризуется существенной

зависимостью скорости роста зерен от скорости сверхпластической деформации с . Характер а) существенно меняется от материала к материалу, и в большой степени зависит от фазового состава материалов.

Для описания роста зерен в микродуплексных сплавах и керамиках был использован подход, развитый в рамках физической теории сверхпластичпости, дополненный нами анализом роли дефектов дисклинационпого типа, возникающих в стыках зерен при сверхпластической деформации. Эти дефекты , образующие системы дисклинациоппых диполей, создают поля дальнодействующих напряжений с^. Взаимодействие диполей друг с другом приводит к возникновению дополнительной движущей силы миграции Ри. Кроме того, дефекты влияют и на диффузионную подвижность границ М, которая при большой мощности диполей может лимитироваться их подвижностью Мт.

При взаимодействии распределенных п границе дефектов дислоканпоппого и дисклинационного типа с полями внешних сг и внутренних с^ напряжений возпикают дополнительные движущие силы миграции:

Р = (с + о1)(рьДЬ + <в) = о(р„ АЪ + со) = Рр + Р„ (17)

где о, - поле внутренних напряжений, создаваемое распределенными в границах и стыках дефектами:

^ £ а^р^ АЬ + а2Сш (18)

С учетом распределенных в границах дефектов эффективный коэффициент подвижности границы М равен

М'1 = М;1 + Мф1 + М"1 (19)

Где Мр - коэффициент подвижности распределенных в границе дислокаций ориентационного несоответствия ; Мф - коэффициент подвижности межфазной границы; Мм - коэффициент подвижности стыковой дисклинации:

гае сь=СВъо/кТ> Ар=21сЛп((1/Ь), АК,-1, Лф=(5\'а/Д)(с10/Ь)4(ОЬ/уь), № V» -экспериментальное значение скорости роста зерен при отжиге. Выражение для скорости перемещения межфазных п межзеренных граппп в условиях сверхпластической деформации с учетом выражения (19) можно записать в виде:

Мл-М„-М

=

ф -ст(р"ДЫ-ш) (21)

Из полученного выражения видно, что кинетика деформационно-стимулированного роста зерен в сверхпластичных микродуплексных материалах имеет в общем случае сложный характер и зависит прежде всего от собственной миграционной подвижности границ, подвижности распределенных в ней дефектов, а также от значений мощности диполя стыковых дисклинаций и плотности дислокаций ориентационного несоответствия. При малой мощности стыковых дисклинаций со подвижность границы определяется подвижностью дислокаций ориентационного несоответствия, а движущая сила связана с их взаимодействием с полем внешних напряжений ст^

'Ь4!

^=АрсьуЫЬ. (22)

В случае больших со подвижность границ контролируется подвижностью дисклинацлонных диполей, а движущая сила связана с их взаимодействием:

у„=а = Авсь[^) Ь (23)

В промежуточном случае средних © скорость роста зерен можно записать в более общем виде:

а = А(<^/ЪГ\ (24)

где Л=сьЬ(а/0)2-л, а величина показателя степени х принимает значения от 1 до 2 в зависимости от величины мощности стыковых дисклинаций се. При малых со х=1 и А=АрсьсЛЗ. При больших ш х=2 и А=Ашсь.

Анализ показывает, что при заданных значениях степени и скорости деформации основным параметром, определяющим характер эволюции микроструктуры сплавов в условиях ССП является исходный размер зерна материала <10. При малых размерах зерен с^«^ движущая сила миграции границ обусловлена взаимодействием внешних напряжений с распределенными в 1ранице дислокациями ориентационного несоответствия, и подвижность границ лимитируется подвижностью ДОН, выражение для скорости роста зерен с1 имеет вид (22), характерный также для однофазных и квазиоднофазных сплавов. При

больших размерах зерен 410><3ц движущая сила роста обусловлена взаимодействием стыковых дисклипаций, подвижность грапиц определяется главным образом диффузионной подвижностью этих дефектов, и скорость роста зерен может быть вычислена по формуле (23). Величины с1г и с!ц определяются как с^ = тш{с1е} и (1Н = тах{с!е}, где с!с (е=1, 2, 3) - характерные размеры зерен, равные:

ТГ

V3 г \1/з с. 1 \1П

' Ъ I %

(25)

численный параметр, характеризующий степень однородности деформации.

В пункте 3.4 проведено подробное сопоставление теоретической зависимости, описывающей деформационно-стимулированный рост зерен ¿(г.) с экспериментальными данными. Экспериментальную зависимость скорости роста зерен от скорости деформации принято выражать в виде ё*, где параметр к= (в свою очередь также зависящий от скорости деформации ) определяется по наклону кривой при фиксированных значениях

скорости и степени деформации. Теоретическое выражение для параметра определяемое по формуле к"1 = имеет, в общем случае громоздкий

вид. Для целей настоящей работы ограничимся тем, что напишем выражение для кш в двух предельных случаях малых <!„<(][ и больших <30хЗц размеров зерен.

При с!0«31 выражение для кь с учетом зависимости к ~Ас1,шсГр имеет вид: йш 1

т + -

¿3 ^ ё т

зыа, /Ь)

ф)2-^=сьЬ2|1. (26)

где т- коэффициент скоростной чувствительности, р- показатель степени размера зерна, д0- исходный размер зерен. При £10><3ц формула для кл преобразуется к виду:

СьЬзг (27)

3[1+сь(Ь/с1о)31] и

Сравнение теоретических п экспериментальных значений параметра км приведено в таблице!. На рис.1 приведены экспериментальные зависимости

скорости роста зерен от скорости сверхпластической деформации для различных сверхпластичных материалов.

Таблица 1. Рост зерен в микродуплексных сплавах и керамиках.

Сопоставление теоретических и экспериментальных значений параметра к.

Материал -1 8, с о/в ^ МАХ <Ш к* к"

<Т, К) Ь-104 Ь-104 Ь-104 (формула)

IX-100 8.610"5 1.6-10"4 4.06 8.53 0.8 0.31 (26) 0.32

(1311К) 4.3'10"4 2.5'10"4 3.75 5.70 0.96 (26) 0.92

4.3Ч О"3 6.5'10"4 2.70 4.06 0.65 (26) 0.68

4.3'10"2 2.2'10'3 1.94 4.06

А1-33%Си Ю-5 з-ю-5 6.68 6.69 2.3 0.86 (26) 0.89

(813К) Ю-4 8.7" 10"5 4.4 6.69 0.77 (26) 0.76

Ю-3 3.3'Ю"4 3.2 6.69 0.92 (26) 0.91

Т1-6<7«А1-4%У 10"3 3.510-4 2.23 3.06 2.2

(1200К) 210"4 1.8'10"4 2.8 3.06 2.72 1.38 (26) 1.38

с!о=6.4 мкм 5-Ю"5 1.1'Ю"4 3.06 4.69 3.0 0.22 (26) 0.21

с1о=9 мкм 10'3 5-Ю"4 2.2 3.06 3.14 (27) 0.04

210"4 1.4'10"4 2.8 3.06 3.35

(1о=11.5 мкм 10'3 6.5'Ю'4 2.2 3.06 3.96 (27) 0.01

210"4 3.4'Ю-4 2.08 3.9 4.1

Поликрист. ю-4 3.8'Ю"4 0.24 0.3 0.34- (27) -

А1203 0.56

(1673К)

Поликрист. 310"5 6.610"5 0.18 0.3 0.34 (27) -

А1203 610"5 2'Ю"4 0.23 0.29

(1693К)

Y-TZF 2.7'Ю"4 2.610"5 0.09 1.93 0.12 0.61 0.63

(1823К) -0.61 (2б)-(27)

А1203/7г02 4'10"4 -

(1773К): А1203 5.810'4 0.05 0.17 0.23 (27)

7Ю2 6.5" 10"4 0.2 0.26 0.27 (26)-(27)

тша12о3 5'10"3 -

(1723К): А1203 0.04 0.05 0.12 0.11 (27) 0.19

7лОг 0.08 0.13 0.27 0.12 (27) 0.12

20%гЮ2/А1203 -ю-4 - -

(1623К): А1203 0.13 0.20 0.27 (27)

7л02 0.02 0.19 0.5 (27)

Рис.1. Экспериментальные точки и теоретические (сплошные) линии зависимости скорости роста зерен Уг от скорости сверхпластической деформации ё для микродуплексных сплавов и керамик: х А1-33%Си; • 114-100; ю* Т1-6%А1-4%У (6.4, 9, 11.5 мкм);

вА1203; л■ TZP/A1203 ; vZr02.

■10s -ío"4 -foJ ¿y С'

Ыстпертая глада посвящена исследованию деформационного упрочнения сверхпластичных материалов. Обычно деформационное упрочнение при структурной сверхштастичности связывают с деформационно-стнмулированным ростом зереп. Действительно, на установившейся стадии пластического течепия реологическое соотношение, связывающее скорость деформации и папряжение течения, имеет вид: s ~с1,шсГр п при нхтичпн роста зереп, для обеспечения постоянства скорости деформации, необходимо соответствующее увеличение напряжения. Если закон роста зерен описывается соотношением: d'-d°=a(É)t, то зависимость a(s) определяется очевидным выражением:

рт/я

d' + a(c)s / el . Нетрудно убедиться, что при характерньк

для структурной сверхпластичности значениях параметров р=2, т=0,5, п=2 и типичном для ССП изменепип размеров зерен не более чем в два раза (Ad~do) полученная зависимость c(s) может объяснить лишь сравнительно слабое повышение a с деформацией и может быть использована лишь для описания характера деформационного упрочнения па второй стадии. Что же касается причин чрезвычайно сильного упрочпепяя на I стадии, то его происхождение не может быть объяснено ростом зереп.

В соответствии с представлениями, развитыми в рамках физической теории структурной сверхпластичности, рождающиеся на границах зереп решеточные дислокации сравнительно быстро пересекают зерно и вновь попадают в границу. Если скорость генерации этих дислокаций соответствует скорости их усвоения границами, то в объеме зерен дефекты не накапливаются. В таком случае величина напряжения течения материала может быть обусловлена либо процессами генерации дислокаций с границ зереп, либо

процессами их усвоения границами. Как показывает анализ, оба указанных процесса тесно связаны между собой и в ряде случаев могут бьгть описаны в рамках одной модели.

Накапливающиеся в границе дефекты, очевидно, создают поля внутренних напряжений а^ которые препятствуют внутризеренной деформации. По нашему мнению, эти внутренние напряжения а, и определяют. величину необходимого для деформации уровня внешних напряжений сг, величина которого должна быть равна или несколько превышать уровень внутренних напряжений о,, создаваемых распределенными в границе дефектами:

а >а{. (28)

Величина внутренних напряжений а, пропорциональна плотности распределенных в границах дислокаций ориептациопного несоответствия рь и плотности вектора Бюргегса скользящих компонент делокализованных дислокаций

= ^ в Ь рь + а2 в«^ (29)

Поскольку значения ръЛЬ, и wt зависят от степени деформации е, кинетика деформационного упрочнения будет определяться кинетикой накопления этих дефектов В границах зерен.

Решение системы уравнений для плотности дефектов (1), (6) и уравнений, описывающих зависимость полей внутренних напряжений от р и (29), может быть получепо лишь численными методами. Аналитические решения могут бьгть получены лишь в некоторых простых приближениях. В частности, при доминировании в границах дислокаций ориентационного несоответствия (рьАЬ»\\'() уравнение для скорости а может быть представлено в виде:

(30)

Б ' ЧОУ кТ А' ЧаЧ'0 у Решение уравнения показывает, что напряжение быстро растет с течением времени и при достижении некоторой деформации выходит на стационарное значение а":

а'«0 \ Оь5С )

Степень деформации, при которой плотность дислокаций (ДОН) достигает стационарного значения, т.е. деформация, соответствующая переходу от первой ко второй стадии деформационного упрочнепия определяется по формуле:

с* =Г1Ё(С/0м)3, mer>A^||j/SDbexp

с" Ab 1 G b a'w.

(32)

В другом предельном случае, когда в границах зерен доминируют скользящие компоненты делокализованпых дислокаций (pbAb«w,) кинетическое уравнение для скорости изменения напряжения имеет вид:

у2 c8Db ехр(о / GcrwJ GQ

a

О*0"'

-(a/G)2

d Ab,

kT

Степень деформации s:th определяется выражением:

, tu _

G Yd

b/

r A í kT 1

№Гг=А1ш,

/ (6Db exp

/ a'w-

(33)

)• (34)

Как видно из (31)-(34) основными характеристиками деформационного упрочнения являются напряжение ст" и степень деформации e8t, соответствующие завершению 1-ой стадии деформационного упрочнепия. Получно хорошее соответствие экспериментальной и теоретической зависимости o(s). В таблице 2 представлены экспериментальные значения est(ast, ё) при различных скоростях

деформации и полученные теоретические величины ел(о8',в) ={cpth;cwlh}, вычисляемые по формулам (32) и <5 / _/ (34), а также значения параметров,

необходимые для расчета cpth и к«"1 для десяти сверхпластичных материалов разного химического и фазового состава. Сравнение о.5 го <5 ¿ экспериментальной (прерьшистая

d к?

\0

.¿у = А.16-Ю'1 о'' -s.os-ю'с'

■2.03 Ю^е1 А 75. iO~se1

Рис.2. Кривые упрочне-ния c-s при скоростях деформации тичного сплава А1-7.б%Са.

деформационного линия) и теоретической (точки sp )

различных зависимости c(s) для сплава А1-сверхплас-

7.б%Са приведено на рис.2.

Таблица 2.

материал ê, с"1 о", МПа Í:31 Г gtb (формула)

SiAlONs Ю"3 7*10"4 107.35 0.09-0.192 1.15*104 0.104 (34)

52.288 0.1-0.154 0.154 (34)

A17475/SÍC ю-4 3.33 0.8-0.83 5.99* 105 0.771 (34)

2*10"* 4.72 1.0-1.037 1.088 (34)

8*10"4 8.306 0.714-0.748 0.836 (32)

1.6*10_3 11.19 0.686 0.689 (32)

Zn-22%A1 2.67* 10"5 1.036 0.256-0.264 1.086* 104 0.261 (32)

6.67* 10'5 1.364 0.28-0.295 0.285 (32)

1.33*10~4 1.818 0.274-0.309 0.26 (32)

6.67* 10"4 2.73 0.314-0.345 0.356 (32)

Al-7.6wt.%Ca 4.16* 10"4 3.94 0.4-0.5 5.624*104 0.384 (32)

10"3 4.75 0.5-0.6 0.525 (32)

2.08* 10"3 6 0.55-0.62 0.562 (32)

4.16*10"3 7.9 0.5-0.65 0.485 (32)

ю-2 10 0.65-0.7 0.562 (32)

4.16*10"2 14.4 0.65-0.7 0.7176 (32)

Y-TZP 5*10"4 16.34 0.24 2.116*106 0.242 (32)

2.8*10"4 12.49 0.25-0.3 0.304 (32)

1.1П0"4 9.66 0.18-0.3 0.258 (32)

TZP/AI2O3 5.56*10"3 1.12 0.030 8.21 0.032 (32)

2.78*10"3 0.812 0.039-0.042 0.043 (32)

1.11*10'3 0.488 0.065-0.1 0.116 (32)

5.56*10"4 0.334 0.1-0.129 0.122 (32)

2.78*10"4 0.234 0.176 0.177 (32)

1.02* Ю-4 0.166 0.214-0.219 0.179 (32)

IN905XL 200 66.87 0.4-0.41 6.05* 102 0.287 (32)

100 59.207 0.286-0.33 0.354 (32)

70 46.406 0.3-0.424 0.552 (32)

50 39.548 0.498-0.6 0.637 (32)

20 26.861 0.647-0.67 0.591 (32)

10 22.166 0.57-0.65 0.55 (32)

Al-Ni-raisch 7*10-1 18.19 0.131-0.51 1.851*103 0.201 (32)

ю-1 9.93 0.293-0.56 0.202 (32)

10"2 5.19 0.37-0.59 0.378 (32)

Ю-3 3.74 0.356-0.374 0.354 (32)

IN90211 ю-2 29.106 0.12-0.18 4.036*10" 0.164 (32)

Ю-1 35.3 0.1-0.13 0.092 (32)

1 58.7 0.16-0.2 0.199 (32)

5 91.69 0.2-0.25 0.262 (32)

A174754 ю1 12.065 0.13-0.15 2.613* 103 0.149 (32)

0.7wt.%Zr Ю-2 5.5 0.16-0.18 0.157 (32)

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ РАБОТЫ

1. Развит общий подход к описанию деформационно-стимулироваиных процессов, происходящих на границах зерен в условиях сверхпластической деформации. В основе подхода лежит детальпый анализ влияния дефектов, формирующихся в границах и стыках зерен при сверхпластической деформации, на процессы пластического течения и эволюции структуры сверхпластичных материалов. В рамках этого подхода с едипых позиций описаны процессы деформационно-стимулированной диффузии, ускоренного роста зерен и деформационного упрочнения в материалах различного химического п фазового состава.

2. Развиты модели и методы описания кинетики накопления дефектов в фаницах зерен. Впервые описана кинетика накопления дислокаций ориентационного несоответствия и продуктов их делокализации (скользящих и нормальных компоиент вектора Бюргерса делокализованных дислокаций) с учетом влияния этих дефектов на диффузионную проницаемость границ. Разработана модель диффузионной аккомодации стыковых дефектов дисклинационного типа в условиях сверхпластической деформации, сопровождающейся ростом зерен.

3. Предложена модель, описывающая деформациоино-стимулированный рост зерен в микродуплексных сверхпластичных металлических сплавах и конструкционных керамиках. Установлено, что в условиях сверхпластической деформации возникают дополнительные движущие силы миграции границ, связанные с взаимодействием распределенных в границах и стыках зерен дефектов с полями внешних н внутренних напряжений. Показано, что подвижность границ зерен зависит от подвижности дислокаций ориентационного несоответствия и стыковых дисклппаций. Получены выражения для описания зависимостей скорости роста и размера зерен от степени и скорости сверхпластической деформации, температуры и микроструктурных параметров материалов. Показано хорошее соответствие теоретических и экспериментальных результатов.

4 Впервые построена микроскопическая модель первой стадии деформационного упрочнения при сверхпластическом течении. Показано, что причиной деформационного упрочнения при сверхпластичности является накопление дефектов на границах зерен в процессе внугризеренного дислокационного скольжения. Установлено, что характер деформационного упрочнения определяется типом доминирующих в границе дефектов. Получены выражения, описывающие зависимость напряжения течения от температуры, степени и скорости деформации. Показано хорошее согласие теоретических и экспериментальных данных для широкого круга сверхпластичных материалов (сплавов, композитов и керамик). ПУБЛИКАЦИИ

Основные результаты работы изложены в статьях:

1. Перевезенцев В.Н., Пирожникова О.Э., Чувильдеев В.Н. Деформационио-стимулированный рост зерен в двухфазных сверхпластических сплавах.-Тез. докл. IV Всес. конф. "Сверхпластичность металлов". Уфа, сентябрь1989, с.41.

2. Перевезенцев В.Н., Пирожникова О.Э., Чувильдеев В.Н. Эволюция структуры микродуплекспых сплавов при высокотемпературной деформации и отжиге. -IV Всес. сем. "Структура дислокаций, механические свойства металлов и сплавов". Свердловск, 1990, с.99.

3. Перевезенцев В.Н., Пирожникова О.Э., Чувильдеев В.Н. Роль стыковых дисклииаций в эволюции зеренной структуры сверхпластичных сплавов.- В сб. Дисклинации и ротационная деформация твердых тел. 1990, с.191-204.

4. Перевезенцев В.Н., Пирожникова О.Э., Чувильдеев В.Н. Рост зерен при сверхпластической деформации микродуплексных сплавов. - Физика металлов и металловедение. 1991, 4, с.34-41.

5. Перевезенцев В.Н., Пирожникова О.Э., Чувильдеев В.Н. Влияние деформации на микроструктуру сверхпластичных сплавов и керамик. - Тез. докл. IV Всес. конф. "Текстура и рекристаллизация в металлах и сплавах". 1991.

6. Перевезениев В.Н., Пирожникова О.Э., Чувильдеев В.Н. Эволюция структуры сверхпластичных керамик. - Тез. докл. V конф. "Сверхпластичность пеорганических материалов". Уфа, 1992, с.82.

7. Перевезенцев В.Н., Пирожникова О.Э., Чувильдеев В.Н. Рост зерен при сверхпластической деформации конструкционных керамик. - Неорганические материалы. 1993, т.29, 3, с.421-425.

8. Chuvil'deev V.N., Perevezentsev V.N., Pirozhnikova О.Е. Theoretical investigation of the microstructurial evolution of superplastic ceramics. - Mat. Sci. Forum. 1994, vols.170-172, pp.433-438.

9. Pirozhnikova O.E. Grain boundaries influence on superplastic materials strain hardening. - Proc. 7-th Int.Conf. "Intergranular and interphase boundaries in materials".-(IIB 95). Lisbon, 1995, 267.

10.Pirozhnikova O.E. Grain boundaries influence on superplastic materials strain hardening. - Mater. Sci. Forum, Vols. 207-209, 1996, pp.817-820.

11 .Пирожникова О.Э. Модель деформационного упрочнения сверхпластичных сплавов.- Тез. Докл. Конф.: ''Структура и свойства кристаллических и аморфных материалов". - Н.-Новгород, 1996, 109с.

12.Чувильдеев В.Н., Пирожникова О.Э. Микромеханизм деформациоппо-стимулированной зернограиичной самодиффузип в металлах. - Физика металлов и металловедение. 1996, т.82, №1, с.5-14.

ЛИТЕРАТУРА

Л1. Perevezentsev V.N., Rybin V.V., Chuvil'deev V.N. The Theory of Structural Superplastisity. Part I-IV. - Acta Metall. Mater., 1992, 40, N5, p.887-923.

JI2. Чувильдеев В.Н. Микромеханизм зернограиичной самодиффузии в металлах. - Физ. Мет. Металловед., 1996, г.81, N2, с.61-74; N4, с.5-16.