Междислокационные контактные взаимодействия и деформационное упрочнение О.Ц.К. металлов и упорядоченных сплавов со сверхструктурой В2
Длина пробега дислокаций и разметзы зон сдвига. Как было показано в п. 2.3 доля реагирующих дислокаций леса Д в о.ц.к. материалах зависит от величины. угла V^ вектора Бюргерса дислокации с ее осью. На рис. 69 а показана полярная диаграмма зависимости рг (%). Наглядное представление о соотношении длин пробега дислокаций различной ориентации дает полярная диаграмма величины Д^/Д/^) (рис. 69 а… Читать ещё >
Содержание
- ВВЕДЕНИЕ. к
- I. КОНТАКТНЫЕ ВЗАИМОДЕЙСТВИЯ ДИСЛОКАЦИЙ И ПЛАСШ-, ЧЕСКОЕ ПОВЕДЕНИЕ О.Ц.К. МЕТАЛЛОВ И СПЛАВОВ
- 1. 1. Кривые деформационного упрочнения о.ц.к. металлов
- 1. 2. Дислокационная структура о.ц.к. металлов и сплавов. Механизмы упрочнения
- 1. 3. Роль междислокационных контактных взаимодействий в деформационном упрочнении материалов с различными структурами. Щ
- 1. 3. 1. Взаимодействие дислокаций в г. ц.к. материалах. Ц
- 1. 3. 2. Взаимодействие дислокаций в г. п.у. материалах .Ц
- 1. 3. 3. Взаимодействие дислокаций в о.ц.к. материалах
- 1. 4. Постановка задачи
- II. СОПРОТИВЛЕНИЕ ДЕФОРМИРОВАНИЮ, ОБУСЛОВЛЕННОЕ ВЗАИМОДЕЙСТВИЕМ ДИСЛОКАЦИЙ НЕКОМПЛАНАРНЫХ ПЛОСКОСТЕЙ СКОЛЬЖЕНИЯ В О.Ц.К. МЕТАЛЛАХ
- 2. 1. Дислокационные соединения в о.ц.к. металлах. 5в
- 2. 2. Характеристики прочности и предельных конфигураций дислокационных соединений в о.ц.к. кристаллах
- 2. 3. Сопротивление расширению дислокационной петли, обусловленное взаимодействием различных сегментов дислокационной петли с дислокациями леса. &
- 2. 4. Зависимость характеристик дислокационных соединений от плотности дислокаций
- III. ВЛИЯНИЕ УПРУГОЙ АНИЗОТРОПИИ И ОРИЕНТАЦИИ ОСИ ДЕФОРМАЦИИ НА МЕВДИСЛОКАЦИОННЫЕ КОНТАКТНЫЕ ВЗАИМОДЕЙСТВИЯ В О.Ц.К. МЕТАЛЛАХ. <
- 3. 1. Напряжения во вторичных системах скольжения и ориентационная зависимость сопротивления движению дислокаций, обусловленного взаимодействием реагирующих дислокаций
- 3. 2. Расчет характеристик междислокационных взаимодействий в о.ц.к. металлах с учетом упругой анизотропии. П
- 1. у. мешдаслокационные контактные взаимодействия в сплавах со сверхстеуктурой в2. iZZ
- 4. 1. Конфигурация дислокаций и дислокационные соединения в сплавах со сверхструктурой В2. Ш
- 4. 2. Прочность и углы стабильности сверхдислокационных соединений в сверхструктуре В2. 2&
- 4. 3. Сопротивление скольжению сверхдислокаций, обусловленное реагирующей компонентой сверхдислокационного леса. { у. даормадонноЕ упрочнение о.ц.к. металлов и сплавов. м
- 5. 1. Сопротивление движению дислокаций, обусловленное междислокационными взаимодействиями. Мб
- 5. 2. Деформационное упрочнение о.ц.к. металлов в условиях бездиффузионного динамического возврата
Междислокационные контактные взаимодействия и деформационное упрочнение О.Ц.К. металлов и упорядоченных сплавов со сверхструктурой В2 (реферат, курсовая, диплом, контрольная)
Металлы и сплавы с о.ц.к. решеткой находят широкое применение во всех отраслях техники в виде всевозможных изделий из железа и сталей. За последнее время их роль еще больше возросла в связи с применением тугоплавких металлов С Mo, V, V/, fJHtTcL) в новой техникеПолучено много экспериментальных данных о механических свойствах о.ц.к. металлов, которые легли в основу технологии производства металлов и сплавов на основе о.ц.к. металлов, а также определили, условия. их использования в машиностроении. Однако технический прогресс предъявляет все более высокие требования к механическим свойствам сплавов, к их способности противостоять механическим воздействиям в сложных, физических условиях: при высоких температурах и давлениях, импульсных и знакопеременных нагрузках, проникающих излучениях. В связи с этим все более настоятельной-становится необходимость теоретического обоснования путей конструирования композиций с заданными свойствами.
Вместе с тем повышаются требования к технологическим процессам, связанным с пластическим формоизменением, металлов и сплавов. Тенденция к созданию автоматизированных систем управления этими процессами, постоянное их усовершенствование, необходимость экономии металлов и снижения энергоемкости технологических процессов изготовления металлоизделий остро ставят вопрос о необходимости разработки математической модели пластической деформации, построения формализованной физической теории пластичности металлов, которая была бы удобной для инженерных расчетов и вместе с тем основанной на соотношениях, отражающих важнейшие черты атомных механизмов деформации. Разработка общей теории пластической деформации о.ц.к. металлов и сплавов, основанной на фундаментальных свойствах носителей деформации — дислокаций, требует решения большого числа теоретических и экспериментальных проблем. В значительной мере, незавершенность современной теории пластичности о.ц.к. металлов и сплавов обусловлена тем, что некоторые важные атомно-дислока-ционные механизмы пластичности практически, не изучены.
В настоящее время известно несколько дислокационных механизмов, ответственных за повьрение сопротивления деформированию с увеличением плотности дислокаций. Средц таких механизмов прежде всего необходимо назвать образование дислокационных соединений С «Junction»), порогов и перегибов при пересечении, скользящей дислокации дислокациями других систем скольжения, волочение порогов с генерацией атомных дефектов, упругие поля дислокаций и. их ансамблей. В сплавах действует еще ряд дополнительных механизмов деформационного упрочнения. Естественным путем количественного описания упрочнения материала в результате повышения плотности дислокаций в процессе деформации, представляется последовательный расчет парциальных вкладов. отдельных механизмов в сопротивление движению дислокаций, а затем синтез в той или иной форме полученных результатов. Теория парциальных вкладов различных механизмов деформационного упрочнения далеко не является завершенной. В частности., один из основных механизмов деформационного упрочнения тмеадислокационные контактные взаимодействия — в о.ц.к. материалах до настоящего времени не изучен.
Цель настоящей работы — расчет парциального сопротивления движению дислокаций, связанного с междислокационными контактными взаимодействиями в о.ц.к. металлах и сплавах и приложение таких расчетов к теории деформационного упрочнения о.ц.к. металлов.
Актуальность темы
определяется тем, что детальное исследование взаимодействия скользящих дислокаций разного типа с дислокациями вторичных систем скольжения необходимо для построения количественной теории пластической деформации о.цлс. материалов, имеющий широкий круг важных технических приложений. Результаты расчетов характеристик, взаимодействий реагирующих дислокаций могут быть также использованы при расшифровке дислокационных структур экспериментально наблюдаемых в этих материалах методами, электронной микроскопии.
На защиту. выносятся результаты теоретических расчетов:
1) прочности и предельных конфигураций дислокационных соединений, образованных при взаимодействии дислокаций некомпланарных систем скольжения в о.ц.к. металлах;
2) сопротивления деформированию о.ц.к. металлов, обусловленного взаимодействием, скользящих дислокаций различной ориентации по отношению к своему вектору Еюргерса с дислокациями вторичных систем скольжения;
3) интегральных характеристик междислокационных взаимодействий для симметричных ориентаций оси. деформации монокристалла;
4) сопротивления скольжению, пробной сверхдислокации разного типа, обусловленного реагирующей компонентой сверхдислокационного леса в упорядоченных сплавах со сверхструктурой В2;
5) кривых деформационного упрочнения о.ц.к. металлов для ориентаций оси деформации монокристалла [010], ?011], [III] .
I. КОНТАКТНЫЕ ВЗАИМОДЕЙСТВИЯ ДИСЛОКАЩЙ И ПЛАСТИЧЕСКОЕ ПОВЕДЕНИЕ О.Ц.К. МЕТАЛЛОВ И СПЛАВОВ.
В данной главе дается обзор экспериментальных данных пластического поведения о.ц.к. металлов и сплавов при активной деформации. Экспериментальные наблюдения показали, что движение дислокаций в активной плоскости скольжения в значительной мере лимитируется барьерами, являющимися результатом взаимодействия дислокаций первичной и вторичных систем скольжения. Однако, природа препятствий такого рода в о.ц.к. материалах и их парциальный вклад в сопротивление движению дислокаций изучены недостаточно и требуют теоретического исследования. Междислокационные взаимодействия в настоящее время достаточно, хорошо изучены в материалах, имеющих г. ц.к. и г. п.у. структуру. Поэтому, в параграфе 1.3 дается обзор работ по междислокационным взаимодействиям в г. ц.к. и г. п.у. материалах. Рассмотрены модели, которые были использованы при расчете вклада в напряжение течения, обусловленного реагирующей компонентой дислокационного леса. Отмечены достоинства и недостатки моделейвыделены проблемы, возникающие при изучении взаимодействия дислокаций некомпланарных еистем скольжения.
I.I. Кривые деформационного упрочнения о.ц.к. металлов.
В литературе описаны многочисленные экспериментальные исследования пластического поведения, механических характеристик и дислокационной структуры металлов и сплавов с о.ц.к. структурой [1−64]. Многие авторы [1−643 отмечают следующие особенности пластического поведения, характерные практически для всех о.ц.к. материалов: I) высокий предел текучести, возрастающий с уменьшением температуры деформирования, 2) сильную ' температурную и значительную ориентационную зависимость веда кривой деформации. Так, на рисЛ приведены кривые температурной зависимости предела текучести для Hi, Л1о, Та., W, Fe по данным работ [I, 9, 10, 16, 261. В зависимости от поведения деформируемого материала при определенной температуре температурную область условно разделяют [643 на три части: низкие (T/Ta<0.f), промежуточные (О.КТ/Т^^ O. Z) и высокие {.Т/Т, n^O.Z) температуры. В области низких температур критические скалывающие напряжения сильно возрастают с понижением температуры" При высоких температурах величина предела текучести практически не меняется. Для некоторых материалов область промежуточных температур несколько уже, например, для молибдена область промежуточных температур находится между 0,12Тп и 0,2Т&bdquo-. [ИЗ .
Кривые деформационного упрочнения при различных условиях деформирования получены для тантала [1−33, ниобия [4−9), молибдена 110−143, оСжелеза [15−243 • вольфрама [25−273 .
По данным работы [13 на рис. 2 приведены кривые деформации при различных температурах в интервале 147 К т 573 К для монокристалла тантала с ориентацией оси растяжения в середине стереографического треугольника при постоянной скорости деформирования 9.3×10″ ^ сек" *. При температурах мевду 348 К и 573К кривые деформационного упрочнения имеют форму, характерную также и для г. ц.к. материалов. По аналогии с г. ц.к. металлами кривую деформации такого вида делят на три стадии Ш: стадию легкого скольжения (I стадия), линейную стадию (П стадия), Ш-стадиястадия с падающим коэффициентом деформационного упрочнения. Авторы [13 отмечают, что с увеличением температуры.
РисЛ. Кривые зависимости предела текучести монокристаллов N1 С93, Tcl СП, W [261, По Q0], Fe LI63 от температуры деформирования.
— Рйс.2. Кривые зависимое^ монокристалла Та при различных температурах деформирования [2Ц. в области температур 348 К * 573 К продолжительность I и П стадий уменьшается, а протяженность Ш стадии увеличивается.
При понижении температуры деформации в области Т<348 К сопротивление пластической деформации возрастает, меняется вид кривых деформации (рис.2). В этой области температур наблюдается быстрое упрочнение, кривые деформации такого типа в литературе нередко называют «параболическими». При 4.2 К на монокристаллах тантала наблюдается двойникование.
Авторы работ [1−3] провели также исследование по влиянию изменения ориентации оси деформации на кривые деформационного упрочнения при температуре 373 К. На рис. 3 приведены кривые деформации тантала при различных ориентациях оси растяжения CI3. Эксперимент показал, что у кристаллов, средней ориентации кривая имеет три стадии, хотя протяженность различных стадий не одинакова. По мере приближения к стороне CQ0I3 — [101](рис. 3, кривые 29,30) кривая Т (а) меняет свой вид.
Аналогичные исследования по влиянию температуры и ориентации оси деформации на вид кривых течения были выполнены на ниобии [4−9]. На рис. 4 приведены кривые деформации Ni при различных температурах для кристалла средней ориентации 14]. С уменьшением температуры ниже комнатной резко возрастает предел текучести и при температуре Т = 201 К и ниже быстро наступает разрушение образца. При 77 К наблюдается двойникование. Типичная кривая деформационного упрочнения монокристалла ниобия, ориентированного вблизи середины треугольника ориентации и деформированного при комнатной температуре, показана на рис. 5 W. По мнению авторов Ш кривую можно разделить на несколько стадий. Цервой стадии предшествует плавный переход от упругой деформации с постоянно уменьшающимся коэффициентом.
Ric.3. Кривые зависимости f (a.) монокристаллаТа., деформированного при 373 К дня различных ориентаций оси растяжения ПЛ.
Т, МПа: am m,.
Ш°1 ш. ftie.4. Криви®ниобия {XL.
Т (а) монокристалла ftie.5. Кривая зависимости Т (а) монокристалла ниобия С4]. упрочнения. Эта переходная стадия названа нулевой. Затем она переходит в стадию легкого скольжения 1-е небольшим коэффициентом упрочнения. На переходной стадии, расположенной мевду I и П, коэффициент упрочнения постоянно возрастает до некоторого постоянного значения, характерного для П стадии. Максимальное значение коэффициента деформационного упрочнения, достигаемое на стадии П — стадии линейного упрочнения, меньше, чем для г. ц.к. металлов и достигает величины 6 /600 (для г. ц.к. металлов обычно это значение в/300). На Ш стадии коэффициент упрочнения постепенно уменьшается с деформацией.
При повышении температуры деформирования I стадия укорачивается и при температуре выше 473 К кривая имеет «параболическую» форму (рис.4).
На рис. 6 приведены кривые упрочнения монокристаллов ниобия (семи различных ориентаций), деформированных при комнатной температуре №. Ясно выражено влияние ориентации на величину легкого скольжения. С увеличением расстояния от ребра треугольника ориентаций C00I1- UI0IH до расположения оси деформации кристалла величина стадии легкого скольжения растет. Наиболее ярко это видно на примере кристалла 43. Напротив, кристаллы, оси растяжения которых расположены близко к этой стороне треугольника, например, кристаллы 15, I?, не имеют стадии легкого скольжения, так как в них с самого начала деформирования развивается скольжение дислокаций по. нескольким системам 141 •.
Монокристаллы /Чо исследовались в области температур между 273 К и 573 К для различных ориентаций оси растяжения 110−14, 541. На рис. 7 представлены кривые Т (а) монокристаллов молибдена для различных температур LII1. Ниже 340 К (Т/ТЛ4.0,12) кривая имеет «параболическую» форму. Автор работы [III также,.
46I.
Рис.б. Ориентационная зависимость вида! фивой деформации f (a) ниобия, деформированного ври.
Т = 295 К [43″ как и многие авторы, изучающие доведение о.ц.к. материалов под нагрузкой, по аналогии с г. ц.к. металлами делит кривую деформационного упрочнения в области температур 340К*573 К на три стадии. Автор [ИЗ отмечает, что выше 400 К при увеличении температуры продолжительность I стадии уменьшается, скорость упрочнения на этой стадии растет и выше 0.2 (Т > 470 К) стадия легкого скольжения исчезает. В работах QI, 543 проведены исследования влияния ориентации оси деформации монокристалла на деформационное упрочнение монокристаллов молибдена. При ориентация* оси деформации [0013 и [0113 наблюдается значительная ориентационная зависимость деформационного упрочнения [541 (рис.9). Коэффициент деформационного упрочнения при ориентации [0013 гораздо выше, чем при ориентации оси деформации C0II3 С543. При одинаковых условиях деформирования изменение ориентации оси деформации внутри стереографического треугольника не влияет на вид кривых деформационного упрочнения (рис.8).
В работе [113 в. качестве характеристик упрочнения монокристалла вводятся следующие параметры: сцдеформация, при которой начинается I стадия, (, &3) — точка на кривой деформации, где кончается I стадия, (fQ", а^) — точка кривой деформации, где начинается П стадия, (^ «^)-точка кривой деформации, где кончается вторая стадия и начинается Ш стадия. На рис. 10, II показано изменение этих параметров при увеличении температуры деформирования И13. Как видно из рисунка, продолжительность. I стадии значительно уменьшается при увеличении температуры. Подобная зависимость была получена для Т<�х [13, NQ> [43, хотя длина I стадии в обоих металлах, по сравнению с молибденом, больше. Как уже.
Вис. 8. Кривые деформации Т<�Га) «онокрсталла Мо Для различных ориентация оси деформации (Т = 493 К).
ГШ.
Вис.9. Кривые дефориасрт 'V (cl) монокристалла.
Mo 1543. т т '.
I. Ш «№ з.
I /.
7?-Щ БОР.
JK^t.
Bio. 10. Влияние тешературы деформирования на характеристики xl, т/. т^ СШ. т.
Ж InЛ20.
Рис.II. Влияние темшратуры на протяженность стадий деформационного упрочнения СИЛ, было сказано выше, авторы некоторых работ выделяет нулевую стадию на кривой течения. Рйхтер СИЗ отмечает, что длина нулевой стадии на молибдене в десять раз меньше, чем на ниобии. Напряжение конца I стадии т/ и начала второй Г/ при температурах деформации выше Т/Та ^ 0.15 остаются неизменными (рис. 10), аналогично изменению Т0(Т) (рис.1).
На рис. 12 приведены зависимости коэффициентов упрочнения на I и П стадиях 0f и вп от температуры деформирования. При увеличении температуры 0Х непрерывно увеличивается, в то время как 0П, достигнув максимальной величины, равной *.
3 600 500 в области промежуточных темцератур, уменьшается при последующем увеличении температуры деформирования СИЗ .
Подобные исследования влияния температуры деформирования и ориентации оси растяжения были выполнены также для Fe ?15−243 и W (125−273. Были получены аналогичные, приведенным выше, результаты. Отметим только некоторые особенности, полученные на оСFe (рис. 13−14), в отличие от предыдущих результатов наТсь, No, N& CI-I03. Кривую деформации сСFe при ориентации оси растяжения в центре стереографического треугольника нельзя поделить четко на стадии (рис.15), как это сделано на ниобии в работе С43. Длина I стадии на ot-Fe слабо зависит от вариации оси растяжения. Однако, необходимо заметить, что монокристаллы, используемые для исследования в работе CI53, являются не совсем чистыми по отношению к примесям внедрения.
Необходимо также отметить, что коэффициент упрочнения на второй стадии у металлов 71 группы (молибдена, вольфрама) согласно экспериментальным данным выше, чем у ниобия и тантала (группа VA), сИ — железо представляет промежуточный случай (рис.15).
•s.
Рис. 12. Скорость упрочнения на I и П стадии, как функция температурм деформации (данные для Mo CII3)0.
РйсЛЗ. Кривые деформации Тс а) ори различных температурах деформирования CI83 «сFe .
0 0,102.Ж.0.5- а.
Рис. 14. Ориентационная зависимость деформационного упрочнения монокристалла с^- Ге [183, ч v, • • * • .х". ' .-• f.