Неупругие эффекты при изучении локальной поврежденности сталей Текст научной статьи по специальности «Физика»

ны при практически постоянном и очень низком значении Ар.

Как отмечалось ранее, прирост ударной вязкости в стали Х18Н10Т наблюдается при понижении температуры до 173 К. Величина этого максимума уменьшается при обострении надреза. При определенной «крити-

ческой» остроте надреза (г < 0,2 мм) вязкость перестает зависеть от температуры.

Влияние исходного количества мартенсита на температурную зависимость вязкости подобно влиянию изменения остроты надреза: при содержании мартенсита >30 % в ударных образцах температурного максимума вязкости не наблюдается.

УДК 539.67:620.17

НЕУПРУГИЕ ЭФФЕКТЫ ПРИ ИЗУЧЕНИИ ЛОКАЛЬНОЙ ПОВРЕЖДЕННОСТИ СТАЛЕЙ

© А.Н. Чуканов

Россия, Тула, Государственный университет

Chukanov A.N. Inelastic effects at study of local damage of steels. The supervision and analysis of inelastic effects accompanying local destruction can serve the thin tool of research into the origin of destruction. The parameters of similar inelastic effects reflect the evolution of the pressure field at the concentrator (crack) and testify to the material condition. In the work, the mechanism of inelastic relaxation of the Bordony type is specified at development local damage in a -Fe and steels.

Начало разрушения (этап обратимой локальной по-врежденности - ЛП), как правило, связано с исчерпанием микропластичности у концентратора пиковых напряжений путем их релаксации и дальнейшим развитием внутренних поверхностей. Наблюдение и анализ сопутствующих ЛП эффектов неупругой релаксации может служить тонким инструментом исследования зарождения разрушения. Параметры подобных неупругих эффектов (НЭ), отражая эволюцию поля напряжений концентраторов, свидетельствуют о предельности состояния материала. Сложность заключается в точной идентификации механизма НЭ, развивающегося при ЛП.

В ОЦК металлах при развитии ЛП может формироваться НЭ, отражающий термически стимулируемое взаимодействие парных дислокационных перегибов на головных дислокациях плоских скоплений в окрестностях концентратора (трещины) [1]. Цель работы -уточнение механизма НЭ с участием двойных термических перегибов в поле напряжений концентратора в а-Ее при развитии ЛП малоуглеродистых сталей.

На температурных зависимостях внутреннего трения (ТЗВТ) а-Ее известны два релаксационных максимума, обусловленных образованием парных геометрических перегибов в плоских скоплениях дислокаций. Это процессы а- и у-релаксации Бордони [2]. Согласно модели В.И. Владимирова [3], парные перегибы на краевых дислокациях могут объединяться под действием поля пиковых напряжений концентратора с образованием субмикротрещины. Учитывая вероятностный характер термофлуктуационного образования и слияния дислокаций в месте перегиба, можно предположить, что подобная субмикротрещина осциллирует (раскрывается и закрывается) в поле знакопеременных напряжений. Это значительно видоизменяет протекание а- и у-релаксации Бордони.

В общем случае, энергия активации релаксационного процесса Бордони может быть представлена в виде [2]:

1 -

(1)

где 21¥п - энергия активации образования парного перегиба критической длины, ст = const - среднее значение напряжений, действующих в кристалле, стП - напряжение Пайерлса, n и 3/4. Модель В.И. Владимирова не учитывает, что плоские скопления в ОЦК металлах образованы смешанными дислокациями. Для уточненного расчета1 энергии W в ОЦК железе должен рассматриваться процесс образования наклонного перегиба на смешанной дислокации. Упругая энергия наклонного перегиба в приближении линейного натяжения в общем виде была рассчитана в [4]:

Wп = W*, ±

vGb2 d|cos в sin р| d

-------------------------L ln--------

2n(1 - v)

2ep sin у

(2 а)

W*, =-

Gb2d

4л

2 a sin2 в ’ cos в + —— l x

(cos у - 1ctgy ln—d------------2ctgy ln| cos —] +

epsiny V 2 J

Расчет выполнен при участии проф. Д.М. Левина (ТулГУ)

П

а

и

П

X

siny

• - ctgy

Gb2 d 4п

. 2 cos2 P| . d

sin p +-------------1 sin y ln-

1 - V

(2б)

ep sin y

где W„0 - нормативное значение энергии, не учитывающее вид наклонных перегибов на дислокации, d -расстояние между соседними долинами Пайерлса, e -

число Эйлера, р = - характеристический параметр,

2а

а и 4 , у - угол наклона между линией дислокации и

перегибом. На смешанных дислокациях в a-Fe возможно формирование только двух типов двойных термических перегибов: 5-перегибов с винтовыми поперечными отрезками и е-перегибов с поперечными отрезками, образованными смешанными 71-градусными дислокациями. Подставляя в формулы (2) типичные значения для ОЦК железа: в = у = 70,23°,

d = b sin y, a = 4 , получим оценку энергии активации двух релаксационных процессов Бордони, связанных с образованием е- и 5-перегибов:

ШпР = 1,1 Gb /4п; = 0,9 Gb3/4n .

(3)

Из выражений (2) и (3) видно, что образование двойных перегибов 5- и е-типов на смешанных дислокациях приводит к появлению двух релаксационных процессов Бордони единой природы с достаточно близкими значениями энергий активации. Сопоставление (3) и (1) показывает, что энергии активации а-релаксации Бордони Шпе и Шпъ различаются с учетом погрешности определения числовых коэффициентов примерно на 15-20 %. Оценивая степень погрешности определения энергии активации релаксации Бордони по формулам (3) в приближении линейного натяжения, подставляя числовые значения О = 80,8 ГПа и Ь =

ОЬ

= 2,48-10-10 м, легко получить ---------= 58,8 кДж/моль

4п

(= 0,61 эВ).

Согласно [5, 6], энергия образования двойного перегиба на второй головной дислокации плоского скопления в приближении линейного натяжения и с учетом формулы (2) может быть записана как:

W5( е ) =a0a1Db

3 (Л,- b) + l0 b

(4)

где индекс 5(е) обозначает, что формула может быть использована для расчета энергии активации образования как 5-, так и е-перегибов. Величина коэффициента а] в формуле (4) определяется типом перегиба. Для случая 5- или е-перегиба коэффициент а! равен 0,9 или 1,1 соответственно, параметр X представлен формулой (5):

0,38

= 34,15

Gb

2 о sin cos р +

1 - V

(5)

Для типичных значений параметров двойного перегиба 10 = 2Ь, X = 3Ь [2, 7] энергия активации его образования по (4) может быть представлена как Ш = а^ х65,2 кДж/моль(= а!х0,677 эВ). Это дает два значения активационных характеристик процесса в зависимости от типа образующегося перегиба. Для перегибов 5- и е-типа оценки энергии активации будут равны соответственно Ш = 58,8 кДж/моль (= 0,61 эВ) и Ше = = 71,3 кДж/моль (= 0,74 эВ). Как видно из (5) и (4), энергия активации образования двойного перегиба на дислокациях плоского дислокационного скопления у вершины трещины является функцией напряжения ст. При приложении к материалу внешнего знакопеременного напряжения ст^тюГ, где ста - амплитуда и ю - циклическая частота приложенного напряжения, общее напряжение можно представить как сумму ст + ст^тюГ. Периодическое изменение общего уровня действующих напряжений приведет к тому, что вероятность термо-флуктуационного образования двойных перегибов становится функцией времени, что может привести к появлению релаксационных НЭ.

Рассматриваемый процесс приводит к формированию двух релаксационных максимумов с энергиями активации Ш и Ше. Оценим температурные положения этих релаксационных максимумов по формуле

(

2я/Г0 exp

W

5( е)

= 1. Для значения частоты / = 1 кГц,

т,5(е) у

используя оценку величины предэкспоненциального множителя т0 = 1 • 10-12 ... 5• 10-12 с, получаем, что рассмотренные НЭ должны располагаться в диапазонах температур: для перегибов 5-типа Тт5 = 293.303 К (20.30° С), для перегибов е-типа - при температурах Тте = 353.373 К (80.100° С). Таким образом, образование 5- и е-перегибов на головных дислокациях плоских скоплений у вершин микротрещин будет приводить к формированию двух релаксационных максимумов, температурные положения которых отстоят друг от друга на 50...80° С, а высоты максимумов - пропорциональны общему количеству микротрещин в материале.

В указанных диапазонах температур на образцах деформированных и наводороженных сталей ранее наблюдали максимумы с энергиями активации Ш ~ ~ 59 кДж/моль и Ш2 ~ 70 кДж/моль [8, 9]. Комплексный анализ параметров деструкции и металлографии совместно с измерениями ВТ позволили связать зафиксированные НЭ с развитием ЛП и количественными характеристиками ее дефектов (микротрещин). Выполненные в данной работе расчеты делают значительно более достоверными ранние выводы и полученные на их основе вероятностные модели масштабов развития поврежденности сталей.

Принципиальная роль внутренних напряжений в развитии рассмотренного релаксационного процесса позволяет отнести его к группе НЭ, индуцированных присутствием внутренних напряжений различной природы в зоне перемещения подвижных элементов релаксационной системы. Одним из аналогов подобных НЭ является усиленный дислокациями эффект Сноека [7]. Рассмотренный же НЭ можно классифицировать как НЭ типа Бордони, индуцированный внутренними напряжениями в зонах их локальной концентрации или индуцированный напряжениями е- или 5-релакса-ционный эффект типа Бордони.

1

+

+

2

в

яка

ЛИТЕРАТУРА

1. Tetelman A.S., Robertson W.D. A mechanism of hydrogen embrittlement observed in iron-silicon single crystals // Trans. Metallurg. Soc. AIME. 1962. V. 224. № 4. P. 775-783.

2. Метод внутреннего трения в металловедческих исследованиях / М.С. Блантер, Ю.В. Пигузов, Г.М. Ашмарин и др. М.: Металлургия, 1991. 248 с.

3. Владимиров В.И. Физическая природа разрушения металлов. М.: Металлургия, 1984. 280 с.

4. Хирт Дж., Лоте И. Теория дислокаций. М.: Атомиздат, 1972. 600 с.

5. Владимиров В.И., Орлов А.Н. Энергия активации зарождения микротрещины в голове плоского скопления дислокаций // ФТТ. 1969. Т. 11. № 2. С. 370-378.

6. Владимиров В.И. Вычисление энергии активации образования микротрещины // ФТТ. 1970. Т. 12. № 6. С. 1594-1596.

7. Magalas L.B. Internal friction in deformed iron //Internal friction in solids. Proc. Summer School on Internal Friction in Solids. Cracow. Poland. June 14 - 17. 1984. Cracow, 1984. P. 89-130.

8. Левин Д.М., Чуканов А.Н., Муравлева Л.В. Эксплуатационная повреждаемость и эффекты неупругости трубных сталей. Деп. в ВИНИТИ. Рег. № 2823-В98 (18.09.98). 10 с.

9. Чуканов А.Н. Деформационная повреждаемость и релаксационные эффекты в малоуглеродистых сталях // Механизмы деформации и разрушения перспективных материалов: Сб. тр. XXXV семинара «Актуальные проблемы прочности». Псков, 1999. Ч. II. С. 609-612.

УДК 539.37

ДЕФОРМАЦИОННОЕ РАЗРУШЕНИЕ ДАЛЬНЕГО АТОМНОГО ПОРЯДКА В L12 СПЛАВАХ, СВЯЗАННОЕ С ПЕРЕПОЛЗАНИЕМ КРАЕВЫХ ДИСЛОКАЦИЙ © В.А. Старенченко, О.Д. Пантюхова, С.В. Старенченко, С.Н. Колупаева

Россия, Томск, Государственный архитектурно-строительный университет

Starenchenko V.A., Pantyukhova O.D., Starenchenko S.V., Kolupaeva S.N. Deformation-induced destruction of long-range order in the alloys with L12 superstructure associated with edge dislocations climb. A mathematical model of deformation-induced destruction of long-range order associated with edge dislocations climb is proposed. The change of long-range order due to edge dislocations climb is calculated.

Экспериментальные данные [1-2] свидетельствуют о том, что при пластической деформации упорядоченных Ь12 сплавов наблюдаемый фазовый переход порядок-беспорядок связан с локализованным протеканием деформации [1]. В работе рассмотрен один из возможных механизмов деформационного разрушения дальнего атомного порядка в сплавах со сверхструктурой Ь12, обусловленный размножением антифазных границ (АФГ) в результате переползания краевых дислокаций под воздействием неравновесных деформационных точечных дефектов.

В упорядоченных сплавах АФГ представляют собой поверхности кристалла, при переходе через которые дальний порядок претерпевает скачкообразное изменение. Из экспериментальных исследований известно, что вблизи АФГ нарушение правильных связей распространяется на несколько атомных плоскостей при комнатной температуре и на десятки и сотни атомных плоскостей вблизи температуры фазового перехода [3]. Это позволяет утверждать, что АФГ размыты и имеют некоторую физическую толщину, внутри которой величина параметра порядка отлична от его значений в домене. Следовательно, АФГ может быть представлена как некоторая прослойка кристалла толщиной 5, степень порядка внутри которой равна к0п0, где п0 -средняя степень порядка внутри антифазного домена, М(0, 1).

Согласно [4], степень порядка п, определяемая рентгеновским методом, равна отношению интенсивности сверхструктурного отражения 1сс (Тсс складывается из интенсивности отражений от областей доменов и от областей, созданных размытыми АФГ) к интенсивности основного отражения 1ос: п2 = Iсс/1ос .

Следовательно, для степени порядка, определяемой рентгеновским методом, может быть получено соотношение:

п 2=П 2 [1 - 5 ^ 1-к2)]. (1)

Здесь £ - площадь антифазных границ в единице

объема кристалла.

При пластической деформации изменяется общая площадь АФГ в единице объема кристалла, следовательно, будет изменяться и состояние дальнего атомного порядка кристалла. В частности, к накоплению АФГ приводит переползание краевых дислокаций. Определим интенсивность накопления площади антифазных границ, связанную с переползанием краевых дислокаций при деформировании монокристаллов упорядоченных Ь12 сплавов.

Пусть краевая дислокация переползает со скоростью и. Тогда за время А она заметает в единице объема общую площадь, равную: Д £ = и ДГр 9 , где р - плотность дислокаций, 0 - доля краевых дислокаций. В соответствии с этим будем иметь: dS / d а = и р 9 / а , где а - скорость деформации. Скорость переползания краевых дислокаций может быть представлена как [5]:

V = т а13 БскСк/(кТЬ х), где Ск - концентрация точечных дефектов, а1 - параметр решетки, к - постоянная Больцмана, Т - температура деформирования, Ь - модуль вектора Бюргерса, х =0,42 - ориентационный множитель, Дск = Ц,ехр(-Ек / кТ) , Ек - энергия активации миграции к-го точечного дефекта, Д> = 10-3 см2/с. В про-