Природа деформационных эффектов в системах металл-водород

СОДЕРЖАНИЕ
стр.
ВВЕДЕНИЕ........................................................ 5
Глава I. ВЛИЯНИЕ НАСЫЩЕНИЯ ВОДОРОДОМ НА МЕХАНИЧЕСКОЕ ПОВЕДЕНИЕ ЖЕЛЕЗА И
СПЛАВОВ НА ЕГО ОСНОВЕ................................... 13
Глава II. МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ................................... 30
2.1. Механические свойства и механическое последействие 30
2.1.1. Прямое и обратное механическое последействие.. 32
2.1.2. Внутреннее трение и модуль сдвига............. 36
2.1.3. Измерение дилатации, твердости и
механических характеристик..................... 38
2.2. Измерение электросопротивления..................... 39
2.3. Газохроматографическое определение водорода
в аморфных сплавах................................... 40
2.4. Структурные и другие методы исследования........... 40
Глава III. МЕХАНИЧЕСКАЯ НЕУСТОЙЧИВОСТЬ ПРИ
НАСЫЩЕНИИ ВОДОРОДОМ ЖЕЛЕЗА И
СПЛАВОВ НА ЕГО ОСНОВЕ .................................. 43
3.1. Обратное механическое последействие при
насыщении водородом железа......................... 43
3.2. Релаксация напряжений при насыщении водородом железа .. 71
3.3. Ползучесть при насыщении водородом железа.......... 79
3.4. Механическая неустойчивость при насыщении
водородом сплавов на основе железа.................. 86
3.5. Заключение......................................... 90
Глава IV. ВЗАИМОДЕЙСТВИЕ ВОДОРОДА С МЕТАЛЛАМИ
Уа ГРУППЫ И ЦИРКОНИЕМ................................... 92
4.1. Механическое последействие при насыщении
водородом ванадия................................... 92
4.2 Механическое последействие при насыщении
водородом тантала.................................. 108
4.3. Механическое последействие при насыщении
водородом ниобия................................. 1 1 1
4.4. Механическое последействие при насыщении
водородом циркония............................... 121
4.5. Изотопический эффект в деформационном отклике при насыщении водородом ванадия......................... 126
4.6. Микродеформации при irai реве предварительно насыщенных водородом металлов....................... 131
4.7. Исследование механической неустойчивости при нагреве насыщенных водородом сплавов V-H.................... 137
4.8. Заключение..................................... 141
Глава V. ДЕФОРМАЦИОННЫЙ ОТКЛИК В СИСТЕМАХ
ПАЛЛАДИЙ - ВОДОРОД.................................. 147
5.1. Обратное механическое последействие при насыщении
водородом палладия............................... 148
5.2 Ползучесть и релаксация напряжений при насыщении водородом палладия.................................. 153
5.3 Изотопический эффект в деформационном отклике при насыщении палладия водородом и дейтерием........... 164
5.4. Заключение..................................... 166
Глава VI. МИКРОДЕФОРМАЦИЯ ПРИ НАГРЕВЕ И ЭФФЕКТ ПАМЯТИ
ФОРМЫ В СПЛАВОВ МЕТАЛЛ V-H, ТА-Н, NB-H.............. 167
6.1. Микродеформации при термоциклировании сплавов металл Va группы - водород......................... 168
6.2. Заключение.................................... 182
Глава VII. ВЗАИМОДЕЙСТВИЕ ВОДОРОДА СО СПЛАВАМИ НА
ОСНОВЕ НИКЕЛИДА ТИТАНА.............................. 185
7.1. Введение в проблему............................ 185
7.2. Экспериментальные результаты и их обсуждение... 190
7.3. Заключение..................................... 215
Глава VIII. ВЗАИМОДЕЙСТВИЕ ВОДОРОДА С АМОРФНЫМИ
МЕТАЛЛИЧЕСКИМИ МАТЕРИАЛАМИ........................ 217
8.1. Изменение свойств аморфных металлических сплавов
непосредственно при насыщении водородом......... 218
4
8.2. Исследование эффекта обратимой потери формы.. 229
8.2.1. Исследование деформационного поведения АМС
при и после насыщения водородом.......... 230
8.2.2. Эволюция структуры и свойств АМС типа Finemet
при и после насыщения водородом.......... 239
8.3. Заключение................................... 273
ЗАКЛЮЧЕНИЕ................................................. 275
ВЫВОДЫ..................................................... 283
БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК................................... 287
ВВЕДЕНИЕ
Различные аспекты взаимодействия водорода с металлами уже более 150 лет привлекают внимание широкого круга теоретиков и экспериментаторов. Не ослабевает интерес к этим исследованиям и в настоящее время. Свидетельством тому являются пс только международные симпозиумы н конференции, но и все возрастающее число журнальных публикаций, периодически появляющиеся (как у нас, так и за рубежом) обзоры и монографии по "водородной" тематике [1-25]. В них затрагиваются как фундаментальные вопросы состояния водорода в металлах, природы аномально высокой диффузионной подвижности водорода в железе, палладии и других металлах, так и вопросы часто технологически неизбежного и, во многих случаях, нежелательного присутствия водорода в конструкционных материалах.
В гой или иной степени изучение реакции металлов на введение водорода связано с решением ряда проблем атомной, ядерной и водородной энергетики.
В большинстве случаев водород локализован в междоузлиях металлической матрицы и сравнительно слабо искажает кристаллическую решетку. Тем не менее, в результате в металле возникают поля напряжений. Симметрия и величина этих полей зависят от симметрии кристалла и локальной симметрии точки, в которой находится атом водорода. Посредством этого упругого поля происходит взаимодействие внедренных атомов водорода. Это взаимодействие является дальнодействующим. Энергия деформационного взаимодействия водорода в сплавах порядка 0,01 эВ [14]. При высоких температурах атомы водорода, число которых, как правило, меньше числа междоузлий в решетке металлов, распределяются в ней хаотически, уподобляясь решеточному газу. С понижением температуры или с ростом концентрации водорода, когда усиливается далыюдействугащее деформационное взаимодействие между внедренными атомами, в системе М - Н возможны фазовые превращения типа упорядочения внедренных атомов или распад сплава на области с существенно различной концентрацией в них водорода. Подход с позиций модели решеточного газа позволяет отождествлять фазовые переходы, связанные с перераспределением водорода в решетке металла, с изменением агрегатного состояния
6
решеточного элемента. С этой точки зрения процесс распада является конденсацией решеточного газа, а упорядочение внедренных атомов - кристаллизацией решеточной жидкости. Иными словами, в системах М - Н с изменением температуры и концентрации могут осуществляться фазовые переходы типа газ о жидкость <-» твердое тело.
Многообразие фазовых переходов в системах М - И, а также высокая диффузионная подвижность водорода в некоторых переходных металлах создают привлекательные возможности для использования их в качестве модельных систем для изучения разнообразных явлений в твердых телах, происходящих как в замкнутой термодинамической системе при фазовых переходах, обусловленных изменением температуры, так и в открытой термодинамической системе, обменивающейся массой и энергией с внешней средой, в которой фазовые переходы могут быть инициированы только изменением концентрации водорода в рассматриваемой системе М - II. Отличительной особенностью этих фазовых переходов является то, что они развиваются лишь в "водородной" подрешетке, в то время как распределение атомов в металлической под-решетке остается практически неизменным. Это связано, в частности, с тем, что при нормальных условиях коэффициенты диффузии водорода во многих металлах намного порядков больше коэффициентов самодиффузии атомов металла и образующих с ними твердые растворы компонентов. Последнее определяет фундаментальные различия в поведении других сплавов внедрения (М -О, М - N1, М - С и т.п.) по сравнению со сплавами М - Н.
Долгие годы в этой области знаний господствовал стереотип исследования свойств сплавов М-Н, при котором оказались разделены во времени процессы активного насыщения водородом металла и изучение влияния такого воздействия на свойства сплава, в том числе и механические. То есть, практически изучалось последствие введения водорода в металлы, в условиях близких к термодинамически равновесным. Однако уже достаточно давно было обращено внимание на то, что высокая диффузионная подвижность атомов водорода в некоторых переходных металлах приводит к тому, что введение водорода с самых начальных моментов этого процесса сопровождается достаточно заметным откликом металла на это воздействие, и во многих случаях драмати-
7
ческий сценарий активной фазы взаимодействия водорода с металлической матрицей развивается непосредственно в процессе насыщения металла водородом и продолжается еще достаточно долго после прекращения введения водорода.
Реализация главной идеи настоящей работы - исследование отклика металлов и сплавов ш вий столкнулась с рядом экспериментальных трудностей: отсутствовали инструментальные методики изучения такого взаимодействия непосредственно в процессе введения водорода в металлическую матрицу из электролита или из газовой фазы. Особенно это касается структурных исследований. Поэтому, естественно, в первую очередь внимание было уделено изучению таких характеристик вещества (внутреннее трение, электросопротивление, механическое последействие), которые наиболее чувствительны к изменению структурного состояния в процессе того или иного воздействия. Удивительно, но именно деформационный отклик на введение водорода оказался достаточно просто регистрируемым при высокой точности измерений и хорошей воспроизводимости результатов исследования. В частности, результаты проведенного нами исследования показали, что по своей высокой чувствительности к структурно-фазовым превращениям и информативности эффекты механического последействия часто являются наиболее приемлемыми для решения поставленной задачи.
Однако именно технологические потребности стимулировали первые исследования по изучению реакции на введения водорода в армко-железо на стадии его активной пластической деформации. Приоритет достижений в этом направлении принадлежит группе сотрудников Карпенко [1]. Такого рода исследования можно определить как изучение действия водорода на различные стадии пластического течения металла в условиях "жесткого" нагружения (то есть, о = Г(е,£ )) - так называемое "динамическое" насыщение металла водородом (ЫВ).
В 70-80-х годах основные результаты по "динамическому" НВ чистого и сверхчистого железа (ЯЯКН ~ 6000) за рубежом были получены группой исследователей из Токийского университета (С. Асано, Р. Отсука, X. Кимура, X. Матсуи и др.), специалистами из АН ПНР (М. Смиаловский, Дж. Филс, Е. Лу-
8
нарска и др.), Иллинойского университета (X. Бирнбаум, Т. Табата и др.). Первый серьезный анализ этих работ можно найти в публикациях Э. А. Сав-ченкова, М. М. Шведа, Дж. Хирта и др.
Следует подчеркнуть, что для иных металлов, таких, например, как металлы Уа группы или палладий, не менее активно, чем железо, взаимодействующих с водородом, до наших исследований вообще какой-либо информации о совместном действии полей напряжений и НВ нам не известно.
Проведенный нами анализ опубликованного экспериментального материала, указывает на значительные противоречия в результатах, полученных различными группами исследователей, даже на близких по составу образцах железа, что затрудняет, а подчас делает невозможным установление каких-либо закономерностей в механическом поведении металлов. Причин, приводящих к такому несоответствию, может быть несколько. Несомненно, одна из них связана с применением отличающихся по составу электролитов, в большинстве случаев отсутствует информация о состоянии поверхности образца, наличии окисных и иных пленок, которые могут существенно ограничить поток водорода в материал при внешне постоянных условиях введения водорода (температура, состав электролита, плотность катодного тока и т.п.). Вариации в геометрии и размерах образцов, отличия в скорости деформации т.п. - дополнительные причины отмеченного несоответствия.
Еще одним обстоятельством, осложняющим интерпретацию экспериментальных результатов, является неопределенность, связанная с тем, что при "динамическом" НВ происходит одновременное изменение структуры металла при его пластической деформации и изменение состояния металла, обусловленное введением в него водорода. При такой схеме испытания ("жесткая" схема механических испытаний) затруднено обнаружение тех структурных изменений, которые вызваны только спецификой самого водородного воздействия.
Поэтому определенные преимущества имеет иной вариант испытаний -исследование механического последействия (внутреннее трение, релаксация напряжений, обратное механическое последействие и т.п.). Это так называемая "мягкая" схема нагружения, при которой деформация есть реакция на приложенное напряжение.
9
Однако до начала данного цикла исследований только измерение внутреннего трения нашло некоторое применение при изучении систем металл -водород, и оно, естественно, не может быть единственным источником информации о природе взаимодействия водорода с металлами в условиях существования статических или иных полей внешних или внутренних напряжений.
В идеологическом плане ограничение области исследования совместного действия полей напряжений и диффузионного потока водорода только железом и некоторыми сплавами на его основе привело к тому, что теория такого деформационного отклика свелась к достаточно тривиальной дислокационной парадигме и теории декогезии, поскольку в железе не установлено при нормальных условиях существование гидридных фаз и связанных с их присутствием фазовых трансформаций различного типа.
Стало ясно, что без изучения металлов и сплавов с близким к железу коэффициентом диффузии водорода при 300К и их реакции на непосредственное введение водорода и последующие релаксационные процессы, достигнуть по-
- ч-
нимания в закономерностях поведения таких термодинамических систем будет сложно, если вообще возможно.
Обнаруженное на кафедре физики металлов ПермГУ в 80-х годах многократное увеличение деформации и скорости протекания прямого и обратного механического последействия при насыщении водородом деформированного кручением железа послужили отправным моментом для постановки исследований, связанных с изучением отклика, в том числе и деформационного при насыщении водородом железа, палладия, металлов Уа группы, циркония, ин-терметаллидов Т1Ыц аморфных металлических сплавов на основе железа, никеля, кобальта и других металлов и сплавов.
Эти исследования вылились в новое научное направление, представляющее собой сочетание двух взаимосвязанных аспектов в общей проблематике взаимодействия водорода с кристаллическими и аморфными металлами и сплавами: исследование поведения металлов и сплавов как непосредственно при насыщении водородом (термодинамически открытые системы металл -водород), так и в процессе релаксации к термодинамически более стабильному состоянию. Последнее предполагает изучение структуры и свойств металлов и сплавов в течение достаточно длительного времени после их насыщения водо-
10
родом, а также исследование поведения таких сплавов при и после термоцик-лирования.
Одним из итогов проведенного исследования явилась разработка методических основ изучения поведения некоторых переходных металлов при НВ в поле напряжений. В частности, впервые использовано измерение микродефор-мации механического последействия в неоднородном силовом поле, проведено измерение модуля сдвига и электросопротивления непосредственно при насыщении водородом металла, осуществлено применение этих методик при изучении гидридных превращений при термоциклировании. В процессе комплексных исследований использована растровая и электронная микроскопия, специальные методы рентгеноструктурного анализа, рентгеновская спектроскопия поверхности и другие современные методы исследования эволюции структуры кристаллических и аморфных сплавов как до, так и после насыщения водородом в течение длительного (годы) наблюдения за поведением подвергавшегося водородному воздействию сплава.
В результате непосредственно при НВ обнаружено многократное, на порядок и более, увеличение скорости прямого и обратного механического последействия в металлах и сплавах с различными типами кристаллических решеток и принадлежащими различным группам элементов Периодической таблицы. Значительная часть исследований посвящена изучению систем аморфный металлический сплав - водород.
Показано, что необходимым условием для наблюдения многих эффектов являются высокая диффузионная подвижность водорода в металлической матрице, кристаллической или аморфной, при комнатной температуре, наличие градиента концентрационных и силовых полей. Такое необычное поведение металла при насыщении водородом послужило основанием для использования при его описании понятия "синергический", происходящее от греческого корня "ьте^о" - совместно.
Выполненное впервые изучение закономерностей синергических эффектов микропластичности при НВ палладия, металлов IV (Хг, Т1), Уа группы (V, ЫЬ, Та), аморфных сплавов на основе никеля, железа и кобальта позволили обосновать и предложить в качестве основного механизма такой деформации -деформацию эффекта пластичности превращения. Конкретное проявление эф-
фекта пластичности превращения зависит от природы НВ металла или сплава, особенности диаграммы состояния металл-водород, морфологии, структуры и свойств возникающих при НВ фаз и переходных образований, последовательности протекания различных фазовых переходов, порядке смены одного типа топологического или химического ближнего порядка другим и т.п.
В данном случае процессы идут при постоянной температуре и вес структурно-фазовые переходы осуществляются только за счет изменения концентрации водорода в сплавах, что является проявлением концентрационного эффекта пластичности превращения. Возникающие при этом специфические состояния и структурные образования, так называемые диссипативные структуры, в принципе, могут отсутствовать в закрытых термодинамических системах. Это обстоятельство, наряду с другими соображениями, положено в настоящей работе в основу того, что впервые обнаруженные нами при НВ эффекты представляют собой новое специфическое явление.
Заметное место в исследованиях уделено изучению термомеханического поведения при фазовых превращениях в термодинамически замкнутых системах М-Н. При этом приводятся данные об обнаружении эффекта памяти формы, однократного и многократного, в НВ сплавах на основе ванадия, ниобия, тантала, циркония, палладия, аморфных металлических сплавов, и многих других нетривиальных эффектах, впервые обнаруженных в рамках проведенного исследования. В частности, это касается, эффектов пластичности превращения и памяти формы при спинодальном распаде в системе N6-11.
Логичным продолжением подобных исследований явились эксперименты по взаимодействию водорода с классическими сплавами с гермоупругим мартенситным превращением, какими являются сплавы на основе интерметал-лида Т1М - нитинолы. И в этом случае обнаружены неизвестные ранее в физике твердого тела эффекты, в частности, многократное ускорение ползучести при нагружении ниже макроскопического предела текучести, изменение интенсивности и последовательности фазовых переходов.
Особая часть исследований, как отмечалось, связана с изучением взаимодействия водорода с аморфными металлическими материалами. Здесь также получен уникальный экспериментальный материал, который привел к обнаружению обратимой потери формы материала при интенсивном насыщении
12
водородом. Исследованы условия, необходимые и достаточные для наблюдения этого необычного феномена. При этом обнаружен осциллирующий характер изменения топологического и химического ближнего порядка в аморфных сплавах на основе железа в течение длительного времени после завершения водородного воздействия.
В качестве общей концепции, связывающей практически все обнаруженные в работе эффекты, является идея о том, что в основе всего многообразия реакций кристаллических и аморфных металлических материалов на введение водорода лежит процесс возникновения особого структурного состояния металла, характеризующегося резким снижением сопротивления сдвигу, который происходит при достижении сверхравновесиой концентрации водорода в отдельных микрообъемах металлической матрицы. Уменьшение модуля сдвига облегчает протекание фазовых, в частности гидридных превращений, протекающих по кооперативному, сдвиговому механизму.
В последующих главах настоящей работы содержатся экспериментальные доказательства этих определяющих принципов реакции кристаллических и аморфных материалов на совместное действие поля напряжений и высокоинтенсивного диффузионного потока водорода или дейтерия.
Глава I. ВЛИЯНИЕ НАСЫЩЕНИЯ ВОДОРОДОМ НА МЕХАНИЧЕСКОЕ ПОВЕДЕНИЕ ЖЕЛЕЗА И СПЛАВОВ НА ЕГО ОСНОВЕ
Абсолютное большинство исследований поведения металлов и сплавов при совместном действии нагружения и насыщении водородом (НВ), как было отмечено во введении, до последнего времени выполнено на железе и сталях. Общим для такого рода экспериментов является введение водорода в поликри-сталлические или монокристаллические металлические образцы в процессе пластической деформации, как правило, растяжением (Табл. 1А - 1Г). Из представленных в Табл. 1 данных следует, что результатом такого воздействия может быть как снижение, так и повышение напряжения течения.
Обращает на себя внимание наличие взаимоисключающих гипотез, предлагаемых для объяснения снижения или увеличения напряжения течения (см. Табл. 1).
Если скорости деформации при одноосном растяжении (практически единственная схема нагружения, используемая в экспериментах по динамическому НВ) во многих работах и близки друг к другу, то в остальном отклонения в исходных условиях весьма значительны. Так, например, плотность катодного тока колеблется от 0,25 до 4000 А/м2. Размеры (диаметр, толщина) образцов - от 80 мкм до 10 мм. Образцы имеют при этом различную форму (геометрию). Электролиты различаются но составу, концентрации, наличию или отсутствию стимуляторов НВ, типу стимулятора и его количеству. Даже при использовании электролитов близкого состава возникают неопределенности, связанные с тем, что при постоянной плотности катодного тока НВ способность среды может зависеть от температуры. Практически отсутствуют во всех рассмотренных работах указания на способ подготовки поверхности образца к 11В. Тогда как хорошо известно, что состояние поверхности металла способно оказать существенное влияние на скорость проникновения водорода и, следовательно, на поведение металла при его НВ в поле внешних или внутренних напряжений. Далее, в широких пределах изменяется содержание примесей в железе, от сверхчистого железа до среднеуглеродистых и легированных сталей.
14
Естественно поэтому, что какое-либо корректное сопоставление результатов, полученных в различных исследованиях, выполнить достаточно сложно.
Одновременно с введением водорода, который часто сам является фактором, изменяющим структуру железа, в металле происходит активная перестройка дислокационной структуры за счет развития деформации при непрерывном механическом нагружении выше предела текучести. Структурные же исследования, как правило, проводятся после завершения всего цикла испытаний. Появившиеся в последнее время работы по наблюдению непосредственно в электронном микроскопе реакции дислокационной структуры на введение водорода (см., например, работы [60-62]) весьма интересны, но условия осуществления таких экспериментов кардинально отличаются от условий, в которых проводятся испытания по динамическому ПВ.
Во многих случаях игнорируется именно динамический характер исследуемого явления: для снижения напряжения течения или его увеличения требуется не просто присутствие водорода в железе, хотя это условие необходимое, а непрерывное введение водорода в испытуемый образец. Здесь имеет место не послеэффскт ПВ, а, по сути, синергический эффект, возникающий только лишь при совместном действии как механического нагружения, так и НВ.
При анализе результатов, представленных в Табл. 1, обращает на себя внимание тот факт, что снижение напряжения течения наблюдается (см. рис. 1.1, 1.2) практически всегда при пониженных температурах (Т < 250 К) и прекращается практически сразу же после отключения тока поляризации (прекращение НВ металла). Причем, чем ниже температура испытания, тем больше величина эффекта. Однако, например, для железа зонной очистки это справедливо лишь до температур ~ 200К. При достижении более низкой температуры величина эффекта уменьшается.
Для наблюдения снижения напряжения течения при комнатной температуре, как правило, обязательно необходимы "жесткие" условия введения водорода: водный раствор НгБО^ стимулятор НВ, высокие плотности катодного тока [64].
Таблица 1.1 Л. Стали и сплавы па основе железа
Материал Условия НВ Схема деформации: Р -растяжение К - кручение Скорость деформации, с1 Т деформации, К От Механизмы деформации Источник
Ct.AISI 1045 0 4$%С, перлит., различная ТО электролит 1Ы Н?Б04. Гн = 500 МН/11* Р 1.3x104 293 От f если et ©t От 1 1. Возникновение пор. 2. 4» барьера П-11. З.Обл. движ. винт. дисл. 4. Декогезия 126] 127]
Fc alloys От •i на 1 с га дни От 1 на 11 стадии Снижение эфф. иапр. дисл. 128]
Fc-Ti (0.6 ат.%) Fc-Mo (0.2 ат.%) Fe(5600 b 3800) СКтОН * Н:ОН Н£0| + №А*0:. 20 40 А/м* Р 33x10 5 200 +300 От t (Fc- Ti) от i (Fe-Mo) От T с T ic 1. Упрочнение-твсрдорастворнос упрочнение 2. Разупрочнение - взаимод. Н с винт, дисл., разрушение [29] |30] [31] [32]
0.15% С 0.2$% С Р Oy-i Образование трещин [33]
2X15 газ, 1 Бар Р 293 + 873 СуТ хемосорбция 134]
А 106 газ, 13.8 МПа Р 3x10* 293 От 1 с Т давления инжектирован не дисл. с поверхности 135)
Таблица 1.1 Б. Армко железо.
Материал Условия НВ Схема деформации: Р -растяжение К - кру'кпеие Скорость деформации, с-1 Т деформ-ашти. К От v«v Механизмы деформации Источник
26е/. Н2Ю* 1 ООО А/м2 Р 293 0< 1.2 «МО у~Л С>1.2 мм О уел л Т 1.4 поди. дисл. 2 роль масон. фактора Пов. слой < 0.5 мм имет одни св-ва. сердц. - другие. При крушении работает только по». слой 1361
26% НзЗО« 1000 Л/м* К 1.7 рад/с 293 с 10 пласт. ипр.1. o,t [37)
26% Н>$04 1000 ЬМ К 1.7 рад/с 293 на ракKeii стадии дефор. о» t Торможение дислокаций Н 138)
газ Р 170 Ог4 Хемосорбцил (ролл, поверхности) [39]
0.12% С 100 Л/м} Р 3.6x10* 293 or4 4 ф капр счет внутр давя Н Разблокировка дислокаций. 140]
электролит Р 293 от 4 на I стадии Ort на Ц.Ц1 стад. Снижение энергии ДУ {41]
Материал Условия НВ Схема деформац- ни Р растяжение К • кручение Скорость-деформации, с * Т деформ-аиии. К От ••«в* Механизмы деформации Ис(очиик
Я ЯКи 3600 СН»ОН + 2 4% ИЗО-. 60 А/«-' Р 8 33x1 О*5 250 От 4 Определяется ЧИСТОТОЙ Ре. ©блегч. ДВИЖ. винт, дисл И2)
К ЯКи 5200 3600. 1800 00.2*0.4 чм СН-.ОН «• 2.4% Н&0<+ ню + ИаА$Ог. 20 А/м2 Р 8.33x10* 170*297 от'!, чем ТТ. тем >$фсят меньше. От Т ГфК 297 в 1800 1. Облегчение обр. двойных перегибов на йикт. лис ?; 2. При низ Т прсим. труб, лифф И по дисл 3 Блистеры: 5200 - ист. 3600 - очень мало. 1 ВСЮ * очень много ’ [43] [44] [291 [45] (45]. (42)
99.99% Бс плазма Р 1.1x10- 110-298 От 4. чем Т7.тем эффект меньше. [46]
7 ррт С. 13 ррт N. 10 ррт 0-топо ап<1 ро1у 40 АЫ> Р 4x10- 293 е<2% от 4 с >2% о. Т Блисхсрообразовакие провоцирует вознихн. саек. дисл. (47]
(Ь015%С. >ЛСК1рОЛ. 1МНЗО.-* 5 мГ/л Л$, пялтадировам, 1 ООО А/м’ Р 3.3x10- 289^293 О, Г; В режиме PH - 7 PH С,1 Закрепление диез. Давление Н в порах порождает джл. Трешинообразовлние (48]
кккм 1500 ЯИКн 1800 < 80 А/м* Р 8.33x10* 200*294 273*294 С| 4 а очень чисг. Ре От 7 в менее чистом Рс Облегчение лвиж. дисл. Закрепления дисл и шсрдорапвормогоупроч нет (49]
5 а!.ррт «Ж) 1 N4:504. 10 А/м* Р 3x10- 288 От 7. PH 7 I ьердорастворное у проч. Влютерообраюванке [50]
Материал Условия ИВ Схема деформации: P -растяжение К - крушение Скорости деформации с1 Т деформации. К От Механизмы деформа ими Неточних
Момокрмет. 2x0 8xS мч 70% СНЮН ♦ 6% Н^) + 2.4% HjSO« + |0 чГ/л NaA*0;. 5-300 А/м* Р 3.x 10-4 5*10* 200 240 300 Оті. t creep Нет эфф. Снижение энергии обр двойных перегибов на винт. дисл. (Снижение бартера П-Н) [511
RRRm 3600 3700 5000 O.INCHiOH ♦ Hj0 + 2.4%H^04 + ЮмГ/л NaAsOj. 4-20 А/м2 Р «.3x10*5 а.зхии 170-297 Оті С tT тффект і 1. Охрупчиоание независимо от у проч. или рахупроч. 2.1*1.4 а скола гх> лл. (109). 3. Оркент зависимость [44) (32] [511 [52) (53)
RRRm 400СМ500 200 cm1 C’HjOH ♦ 5cmj H2SQ4 + CS2. 50 A/m2 Р 5.6x10*^ 195 300 о-і ОтТ Инжектирование дисл с поверхности Блокировка дисл. Н атмосферами [5-»)
IN H2SO4 + AsiOj (5 мГ/л). 50*240 А/м2 Р 55x10*5 10**1Ф* 293 оті ка 1 сталии o>t на Ш сталии 2. Уменьшение упругого взаим. дисл 2. Затруднение перехода из одной системы скольжения в другую <55.56- ■ " (56)
0.03% (C**N) 0 0.5 мч IN H5SOa+AsyCb (10 мГ/л). 5 А/м2 К 293 Изучение структур Возиики. свеж. днел. при обетовании трещин н блистеров (571
Усы газ, 10J МПа Р m Изучение структур Пор и трещин »»ет (58)
Нитевидные крист <111>, <100» IN HiSOt + AsjCh (ЮмГ/л). 100-200А/м2 Р (2*11)хЮ*4 293 Оті Н Т длину свободного пробега дисл в пл. скольжсяия (59)
5ІЖ£Л/МРа
19
Wl/1% Strom (•/.)
Рис. 1.1. Влияние НВ на напряжение течения высокочистого железа [43) Рис. 1.2. Влияние НВ на напряжение течения высокочистого железа |52)
а б
Рис. 1.3а. Релаксация напряжений при НВ железа. Лаг - разница между напряжением течения НВ образца и без НВ (48)
Рис. 1.36. Влияние плотности катодного тока на Лаг- НВ 5 мин [48]
20
Таким образом, суммируя все эти факты можно утверждать, что для наблюдения снижения напряжения течения при НВ деформируемых образцов железа необходимо создание на их поверхности сверхравновесной концентрации водорода. При насыщении из газовой фазы это эквивалентно высокому, сотни (см. [7]) атмосфер, давлению водорода.
Анализ публикаций но влиянию водорода на напряжение течения показывает, что основные механизмы, предлагаемые для объяснения снижения или повышения напряжения течения, как правило, сводятся к взаимодействию водорода с дислокациями. Характер взаимодействия может быть различным. Для объяснения снижения напряжения течения это и перестройка или генерирование "свежих" дислокаций [50], и зарождение двойных перегибов на винтовых дислокациях [43,45], и увеличение длины свободного пробега дислокаций.
В том случае, если речь идет о повышении напряжения течения, это или увеличение энергии барьера Пайерлса-Набарро, или торможение (закрепление) дислокаций, или твердорастворное упрочнение.
Отдельную группу механизмов составляют подходы, в которых водород - дислокационное взаимодействие является опосредованным. Это теория хемосорбции, процессы поро- и трещинообразования. Но, если теория хемосорбции все-таки привлекается для объяснения снижения напряжения течения, то процессы порообразования при НВ металлов оказываются применимы как для объяснения снижения напряжения течения, так и повышения напряжения течения.
Подробный анализ всех представленных в Табл.1 механизмов взаимодействия водорода с металлами содержится в нашей монографии [65]. Здесь же хотелось бы обратить внимание на то, что практически все они, в значительной мере, умозрительны и каких-либо непосредственных экспериментальных доказательств справедливости сделанных допущений не приводится.
Это в полной мере относится к еще двум механизмам, о которых хотелось бы сказать особо. Первый из них - ослабление водородом межатомных связей [59]. У этого механизма есть как сторонники [34,66, 67], так и противники [68], но он кажется вполне правдоподобным, особенно тогда, когда речь идет об уменьшении угла наклона линейного участка зависимости а(е), полу-
21
ченной в процессе введения водорода в области нагрузок, много меньших макроскопического предела упругости.
Второй - так называемый механизм пластифицирования железа, рассмотренный Безаневским (см. [45]). Такой механизм оказывается возможным при допущении возникновения гидридов или гидридоподобных комплексов при НВ железа в условиях высоких парциальных давлений водорода. Заметим, что электролитическое НВ при определенных условиях может служить аналогом насыщения из газовой фазы при высоких давлениях [7]
Буквально единичны работы, в которых НВ железа осуществлялось при фиксированной деформации, как правило, пластической;,с реШ8тфа1циёй
'' '' - . '^ у. • '»У '
исходящей при этом релаксации напряжений (PH). При этом схемаУЙагружёния •’ оставалась прежней - растяжение. К числу пионерских работ, ЙЪ-видимбмуТ^
можно отнести исследования С:Асано и Р.Отсука [
Р.Ориани и П.Джозсфика [26, 27, 70, 71], Хаги X., Хуаши Ю., Охтаии Н. [48]. Подробный анализ полученных ими результатов приведен в [65], здесь целесообразно остановиться на механизмах PH, предложенных авторами этих работ. ■;
Первое заключение, к которому пришел П.Джозефик и затем Хаги X. (см.рис. 1.3 а.б) при рассмотрении своих результатов, состояло в том, что -тре-буется некоторая критическая интенсивность подачи водорода и определенная * степень пластической деформации для наблюдения PH. Второй - скорость PH максимальна в первый момент начала НВ и быстро убывает со временем. Эти выводы находятся в противоречии с результатами экспериментов Е. Лунар-ской [69] и С. Асано [50]. В работах [50, 69, 71] не обнаружено порогового значения плотности тока для наблюдения ускорения PH, и анализируются различные причины, которыми может быть вызвана PH. В частности, в рабо-тах[70, 71] обсуждается предположение Е. Лунарской [69] об облегчении водородом движения дислокаций. Если принять эту точку зрения, то в менее чистом железе и тем более в среднеуглеродистой стали, обусловленная этим механизмом PH должна была быть подавленной. Этого не наблюдалось. Поэтому С. Асано и Р. Отсука, как и ранее в [50] склонны считать, что причина PH должна быть связана с зарождением микропор при высокоинтенсивном НВ.
Тем более, что в пределах чувствительности аппаратуры влияния на динамику дислокаций не обнаруживается. Правда, авторы работы [71] указывают, что
22
при достижении некоторой критической концентрации водорода происходит "взрыв" дислокационной активности, который из-за своей кратковременности не может явиться причиной PH. Поэтому в работе [71] предлагается следующая гипотеза для объяснения ускорения PH в железе при НВ.
В ходе пластической деформации на границе раздела феррит - цементит развиваются достаточно большие деформации, способные вызвать образование микропор. При прекращении деформации и начале PH образец имеет микропоры на различных стадиях роста и неоднородное распределение зон напряжений, подготовленных к началу процессов порообразования. При ИВ и достижении критической концентрации водорода в напряженной зоне локальных участков объемного растяжения из-за снижения водородом когезивной прочности кристаллической решетки возникает зародыш трещины или поры. Достижение такой критической концентрации определяется интенсивностью НВ и его продолжительностью. Соответствующий взрыв дислокационной активности ведет к добавочному увеличению скорости PH. Уменьшение скорости PH со временем связано, по предположению авторов, с увеличением пути миграции водорода до зоны, предрасположенной к возникновению микропор (механизм истощения) и общим снижением напряженного состояния. Основная идея предлагаемого декогезивного механизма заключается в предположении, что водород увеличивает число и размеры микропор (при некотором значении предварительной пластической деформации, их породившей). Если водород вводится в сталь с высокой интенсивностью, он может создавать дополнительные внутренние напряжения из-за молизации водорода в микропорах.
Предложенный Р. Ориани и Г1. Джозефиком механизм PH, на наш взгляд, содержит противоречие. Накопление критической концентрации водорода в областях объемного растяжения требует некоторого времени, тогда как в эксперименте скорость релаксации максимальна именно в момент включения тока поляризации.
В этом плане небезынтересно проведенное М.А. Кришталом и В.А. Постниковым [72] исследование, в котором наблюдали релаксацию напряжений при электролитическом НВ стали 23Х2Г2Т. Авторы считают, что раскрытию трещин предшествует заметная локальная деформация. Инкубационный пери-
23
од, который предшествует началу PH, связан с достижением критической концентрации водорода в стали.
Р. Ориани и П. Джозефиком [26, 27] осуществлено измерение PH при нагружении образцов перлитной стали выше и ниже макроскопического предела упругости. Оценить величину наблюдаемых изменений в скорости PH не представляется возможным из-за отсутствия масштабной сетки на графиках, тем не менее, ясно, что при макроупругом нагружении для наблюдения PH требуются интенсивности НВ на несколько порядков большие (А ~ Ю7 МН/м2), чем при НВ пластически деформированного металла. Естественно, что столь высокая интенсивность НВ быстро приводила к разрушению образца и тем быстрее, чем выше была приложенная к образцу нагрузка. Что касается причин ускорения PH, авторы не изменяют своей уже высказанной в [71] точки зрения.
К. Ли и Д. Ди-Хугес исследовали [68] PH в нитевидных кристаллах железа ("усах") до, после и в процессе НВ и не обнаружили какого-либо влияния водорода на релаксацию напряжений (электролит - 4% НгЭС^ с добавкой АэгОз, к = 20 А/м2). Правда, в некоторых случаях, незначительное ускорение все-таки отмечалось. Микропоры и другие дефекты не были обнаружены при всех режимах НВ, пластические и прочностные свойства оставались на уровне не НВ образцов. Тем самым механизм PH - процесс поробразования, предложенный в работах [26, 50, 71, 73] и в этом исследовании, К. Ли и Д. Ди-Хугес не ставят под сомнение.
Таким образом, если для объяснения причин снижения напряжения течения при динамическом НВ предлагается немало различных гипотез, то относительно PH при НВ практически только одна - декогезивная. Это и понятно, так как модель диффузионной релаксации вряд ли может объяснить столь большие эффекты PH, которые наблюдали С. Асано, Р. Ориани и другие.
Весьма любопытной в контексте общего анализа поведения железа, является единственная известная нам работа [51] по исследованию ползучести железа при ИВ. Схема нагружения прежняя - растяжение. В ней изучали поведение монокристаллических и поликристаллических образцов очищенного рафинированного железа.
24
40
30
&пд!е Сгу$1о1 1гоп
(Р Ро1усгу**о1) 200К
СГ/ СГу = 0 8
у
/о
Размеры моно- и поликристаллических образцов 2,0 х 0,8 х 8,0 мм и 2,4 х 0,8 х 17 мм соответственно. Электролит - 70% СНзОН + 27,6% НгО + 2,4% ЫгЗОд + 10 мг/л ЫаАяОг; и = 5*300 А/м2.
При испытаниях на ползучесть, непосредственно после начала НВ, скорость ползучести (крипа) постепенно увеличивается и достигает со временем некоторого постоянного значения. Ток поляризации отключали, когда достигалась максимальная скорость крипа. После прекращения подачи водорода скорость крипа через несколько минут возвращалась к первоначальному, до НВ, значению. С увеличением плотности катодного тока скорость ползучести возрастает, но не обнаружено эффектов ускорения ползучести при \с менее 20
А/м2. Насыщение образцов железа водородом из электролита без активирующей добавки значительно уменьшает скорость ползучести. Исследуя относительное ускорение ползучести, то есть отношение скорости ползучести при НВ к скорости ползучести без НВ при той же нагрузке, авторы [51] выделили три стадии развития процесса (рис. 1.4): отсутствие ускорения (инкубационный период); быстрое увеличение; медленный рост скорости ползучести. Следует отметить, что скорость ползучести увеличивается при увеличении приложенных напряжений от 0,6 ау до 0,8 Оу (ау - предел упругости). При приближении а к ау скорость крипа перед НВ становится весьма ощутимой. Поэтому отношение скоростей £/е0 уменьшается, несмотря на то, что абсолютное ускорение ползучести при НВ было в несколько раз больше, чем при нагрузке 0,8ау. Ускорение ползучести быстро
•V
о
'Ъ.
£ Л^РЮ6).^
0.7
.о.е
о 5 Ю 6 20
Баиогс Яоо» о* Сиггеп» Дс, (А*/,ггГ<)
Рис. 1.4. Влияние плотности катодного тока и температуры испытания а - Ге на относительную скорость ползучести (51)
25
уменьшается с повышением температуры испытания (до 240К) и становится малозаметным при комнатной температуре. Эти эксперименты показывают, что НВ приводит к снижению напряжения течения только при Г < 300 К. Отмеченные эффекты, по мнению авторов, не обусловлены поверхностными явлениями.
Рассматриваются две причины ускорения ползучести: увеличение дислокационной подвижности и увеличение дислокационной плотности. Предположение об облегчении движения винтовых дислокаций, окруженных атмосферой атомов водорода, уже неоднократно в различных вариантах обсуждалось ранее. Увеличение же плотности подвижных дислокаций не может быть полностью исключено, исходя из полученной в этой и других работах информации. Такие дислокации могут появиться при молизации водорода в порах и деформации окружающей пору матрицы. Важно подчеркнуть, что продолжительность инкубационного периода в значительной степени зависит от приложенного напряжения и уменьшается с его увеличением. Не исключено, что дислокации генерируются в областях с высокой концентрацией водорода.
Несомненно, взаимодействие водорода с металлами, в частности с железом, может быть многоуровневым, многоплановым и обусловленным несколькими механизмами, действующими последовательно или одновременно, с различным вкладом каждого из них в общую величину регистрируемых в экспериментах эффектов, что не всегда принимается во внимание. Единственное, что объединяет практически все рассмотренные гипотезы - наблюдаемые эффекты прямо или косвенно обычно представляют как результат эволюции дислокационной структуры металла и изменения подвижности ее элементов в условиях совместного действия пластической деформации и диффузионного потока водорода. Таким образом, исследователи, в большинстве своем, придерживаются только дислокационной парадигмы при объяснении деформационного отклика металлов и сплавов в этих специфических условиях нагружения.
С нашей точки зрения это есть следствие проведения экспериментов только на одном металле - железе или сплавах на его основе, без привлечения к анализу деформационного отклика, других металлов с близким к железу коэффициентом диффузии водорода при комнатных температурах.
26
Существенно вновь подчеркнуть, что снижение напряжения течения при ИВ очень чистого железа, когда образование несплошностей не происходит, имеет место только тогда, когда плотность катодного тока (интенсивность НВ) превышает некоторое критическое значение и прекращается сразу же мосле прекращения ИВ. Причем, напряжение течения возвращается к близкому к исходному значению (см.рис. 1.1). Эго показывает, что снижение напряжения течения происходит, когда в поверхностных объемах образца создается сверх-равновесная концентрация водорода.
По-видимому, одними из первых, обративших внимание на роль сверх-равновесной концентрации водорода в снижении напряжения течения, были
Э.А. Савченков с сотрудниками [20], хотя конкретные механизмы такого влияния водорода ими не обсуждались.
Равновесная концентрация водорода в железе при 20 °С и 1 атм. составляет Ю 8 -г 10'7 ат.% [75]. При электролитическом насыщении водородом его концентрация в железе увеличивается на несколько порядков и может достигать 1(Н -г- 103 ат.%. Несомненно, что в области дефектов кристаллической решетки (границы зерен, двойников, дислокациях и т.п.) она еще выше. Столь значительное пересыщение железа водородом может приводить по крайней мере, к двум во многом взаимосвязанным, эффектам: возникновению гидрид-ных или гидридоподобных фаз, отсутствующих в термодинамически равновесных условиях, и изменению фундаментальных свойств металла. Под этим, в частности, понимается ослабление сил межатомного взаимодействия атомов матрицы, поскольку водород является одним из сильнейших аморфизаторов. Последнее должно найти свое отражение в уменьшении модуля сдвига в местах с локально высокой концентрацией атомов водорода при фазовом переходе типа кристаллическое - аморфное состояние..
Если допустить справедливость сделанного предположения, то вся совокупность накопленного к настоящему времени экспериментального материала по исследованию поведения железа при совместном действии поля напряжений и сверхравновесной концентрации водорода может получить достаточно простое объяснение, даже если, в развитие деформации при НВ вносит вклад "дислокационная" составляющая.
27
Действительно, если обратиться к самым общим уравнениям, описывающим напряжение течения металла (т = const Gbp1/2) и старта работы дислокационного источника (ткр = 1/2 Gb/1), то, поскольку вектор Бюргерса b зависит только от типа и параметров кристаллической решетки, естественно считать наиболее вероятной причиной снижения напряжения течения и критического напряжения старта дислокационного источника уменьшение модуля сдвига G при сверхравновесной концентрации водорода в материале.
В этом случае не надо прибегать к таким абстрактным и во многом противоречащим экспериментам (см.[65]) моделям снижения напряжения течения таким как: уменьшение энергии дислокации (модель Дж.Ванга и В.Чу [76]); возникновение так называемой "химической движущей силы" [77], обусловленной различием скорости диффузии решеточного водорода и водорода, диффундирующего по дислокационной трубке, а также моделей, предусматривающих возникновение "свежих" дислокаций, снижающих напряжение течения по механизму Гилмана - Джонстона и многих других.
Интересно, что в неявном виде идея снижения модуля сдвига при НВ всегда присутствует, когда высказываются самые общие предположения о де-когезивном характере взаимодействия водорода с кристаллической решеткой железа и сплавов на его основе.
Одним из свидетельств того, что деформационные эффекты в железе могут происходить без непосредственного дислокационного участия, является известный эффект аномальной сверхпластичности и квазижидкого состояния железа в присутствии водорода. Он был обнаружен в 80-х годах В.И.Шаповаловым с сотрудниками [78].
Рис. 1.5. Вид шлейфа, вытекающего из цилиндрического образца железа после 400 циклов 1123 - 1223 К и давлении водорода 10 МПа [78]
28
Проведенные ими эксперименты показали (см.рис.1.5), что присутствие водорода в газовой фазе, начиная с давления 0,02 МПа, приводит к катастрофическому снижению предела текучести - более, чем на три порядка - при тер-моциклировании в районе температур фазового перехода а <-> у.
С увеличением давления водорода деформационные эффекты увеличиваются. Первопричину такого поведения авторы исследования видят в образовании сверхравновесной концентрации водорода на границе ферритной и ау-стенитной фаз.
Как показал общий анализ проведенных исследований, несмотря на известные различия в трактовке экспериментальных результатов, существует некоторый формально объединяющий многие работы момент: явно или косвенно акцентируется внимание на различном поведении (состоянии) внешних и внутренних областей образца. Это естественно, поскольку именно в приповерхностных слоях начинается, в первую очередь, изменение свойств металла при его НВ. Такой подход характерен, например, для теорий хемосорбции и адсорбции, обсуждении роли "дибрис" слоя [67, 68, 74], поверхностного разрушения (блистерообразования), зарождения дислокаций на поверхности и инжектирования последних в объем металла. Не случайно в ряде работ (см. например [22]) предлагается рассматривать НВ образцы как двухслойные композиционные материалы.
Отсюда, в частности, следует, что оптимальным способом механических испытаний при изучении совместного действия поля напряжений и НВ является деформация кручением, а не растяжением, поскольку в этом случае эпюра поля напряжений ближе к концентрационному профилю распределения водорода по сечению материала при его электролитическом НВ. Некоторых, отмеченных ранее недостатков, лишены методики, основанные на исследовании при НВ деформационных эффектов в условиях, когда отсутствует деформация металла при постоянно возрастающей нагрузке, как это обычно имеет место при "жестких" схемах нагружения. Такими более оптимальными подходами при изучении влияния водорода и поля напряжений на деформационный отклик металлов и сплавов следует считать проведение экспериментов в режимах прямого (ползучесть, релаксация напряжений) и обратного механического по-
29
следействия в деформированных кручением образцах. Именно поэтому они были положены в основу методики настоящего исследования. Как видно из литературного обзора, подобных экспериментов до начала наших работ проведено не было.
Таким образом, дальнейшее изучение отклика металлов и сплавов на совместное действие поля напряжений и диффузионного потока водорода требовало кардинальных методических изменений -- переход от "жесткой“ схемы нагружения к "мягкой" и замены деформации растяжением деформацией кручением, а также вовлечения в рассмотрение деформационного отклика широкой гаммы сплавов, в том числе и аморфных, как необходимого условия решения вопроса о природе процессов, происходящих в металлических системах при непосредственном насыщении водородом металлов и сплавов в различных условиях нагружения.
В последующих главах излагаются результаты проведенных в этом направлении исследований.
Глава II. МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ
<5 <*<<3,
' Г
бу<Ь<аг
d0" О £v>£.(t)
£t-£y^£Ji)
’""few
r.-._
t
d - 0
6**J4» e* 0
lv?ejt) + £Xr t*er * £,(0 />ошР*
Ut)
i£et
<*>6T
ô-o
0ПЛЯ»> 0
£f<£«r
U»£»(t) A «TA
U(t)
2.1. Механические свойства и механическое последействие
Исследование прямого (ползучесть, релаксация напряжений) и обратного механического последействия является важным, а иногда и единственным, источником информации о состоянии твердого тела.
Все эксперименты по изучению такой деформации можно разделить на два принципиально важных случая. К одному из них следует отнести те ситуации (см. рис.2.1), когда первоначальное нагружение производится ниже макроскопического предела текучести (упругости). Это так называемое "упругое" прямое или обратное механическое последействие (ОМП). Под этим обычно понимают самопроизвольную, протекающую во времени деформацию предварительно нагруженного металла после удаления деформирующего усилия [78-81].
Для него характерна полная, в конечном итоге, обратимость деформации. К другой группе относятся такие эксперименты, при проведении которых первоначальное нагружение вызывает ощутимую пластическую деформацию, не исчезающую после удаления внешней нагрузки. Упругая составляющая обратной деформации протекает синхронно с разгрузкой образца, тогда как деформация ОМП развивается в течение иногда достаточно длительною промежутка времени (часы, дни, недели и т.п.) после снятия нагрузки. Обычно величина деформации ОМП невелика, КИ-ИО*7, что позволяет при ее описании пользоваться термином "микродеформация" [82], или, учитывая остаточный характер деформации, - микропластическая деформация (МДП).
Рис.2.1 Схема нагружения при измерении эффектов прямого и обратного механического последействия
(ОМП). Скорость деформации - const. Gy - упругая деформация; е„ - неупругая деформация; Сост - остаточная деформация; ау - предел упругости; ат - предел текучести; омакр - oc rai очные напряжения; р„ - исходная плотность дмслокаций;рк- конечная плотность дислокаций