Структурно-фазовые превращения и критические явления при интенсивном пластическом деформировании и разрушении металлов и сплавов

2
СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ
стр.
СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ......................................................... 2
ВВЕДЕНИЕ.................................................................. 8
ГЛАВА 1. СТРУКТУРНО-ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ ПРИ
ДЕФОРМИРОВАНИИ И РАЗРУШЕНИИ СМЕСЕЙ ТВЕРДЫХ И ЖИДКИХ ФАЗ .. 31
Введение............................................................................................................... 31
^ I Прочностные свойства расплава, локализованного в твердофазной
матрице....................................................... 36
1.1.1 Предел прочности жидкой фазы на разрыв........................ 36
1.1.2. Предел текучести металла в твердо-жидком состоянии........... 40
1.2. Особенности контактного взаимодействия жидкой и твердой фаз при
пластическом деформировании металлов и сплавов 43
1.2.1. Концентрация напряжений в твердой фазе, содержащей замкнутый тонкий слой жидкой фазы................................................ 43
1.2.2. Концентрация напряжений в твердой фазе, содержащей тонкий незамкнутый слой жидкой фазы........................................... 51
1.2.3. Взаимодействие жидких слоев с дислокациями при пластическом деформировании твердой фазы.................................... 54
1.3. Структурно-фазовые превращения при растекании жидкой фазы по
межкристаллитным границам металла................................ 59
1.3.1. Основные уравнения кинетики растекания жидкого слоя по межкристаллитным границам металла.............................. 59
1.3.2. Условия растекания замкнутого слоя расплава по межкристаллитным границам при деформировании металла в области упругою нагружения.. 63
1.3.3. Условия растекания замкнутого слоя расплава по межкристаллитным границам при деформировании металла в пластической области............. 69
1.3.4. Процесс растекания слоя расплава, имеющего выход на свободную границу металла................................................ 70
1.4. Явления кавитации в тонких слоях жидкой фазы при пластическом
деформировании металлов....................................... 74
1.5. Физическая интерпретация эффекта Ребиндера при пластическом деформировании металлов в среде поверхностно-активного расплава инородного металла........................................................... 82
1.6. Явления красноломкости и околосолидусной хрупкости при пластическом деформировании сталей и сплавов.............................................. 90
1.6.1. Явления КиОХ при очагах локального плавления на свободной 1ранице металла........................................................... 90
1.6.2. Явления КиОХ при существовании первичных очагов локального плавления на внутренних границах твердой фазы..................... 91
1.6.3. Механизм КиОХ при локальном деформационно-индуцированном плавлении металла................................................. 94
1.7. К теории пластического деформирования и разрушения металлов с полностью оплавленными межкристаллитными границами................. 100
1.7.1. Модельные представления........................................... 101
1.7.2. Механизм движения макродислокаций под действием внешней нагрузки.. 104
1.8. Практические приложения теории макродислокаций. Многоуровневая модель пластического деформирования и разрушения наноструктурированных металлов............................................. 11$
1.8.1. Особенности формирования наносгруктуры при механоактивации металлов.................................................................. 115
1.8.2. Экспериментальные данные об особенностях локализации пластического сдвига при деформировании и разрушении наноматсриалов..................... 119
1.8.3. Теоретические представления о возможных механизмах пластического деформирования и разрушения наноматсриалов................................ 122
1.8.3.1. Выбор модели макродислокации для нанокристаллических материалов... 122
1.8.3.2. Температурный интервал применимости модели макродислокации 126
1.8.4. Метод континуального описания моделей пластического деформирования
и разрушения нанокристаллических и аморфных материалов............. 127
Выводы............................................................. 131
ГЛАВА 2. АГРЕГАТНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И КРИТИЧЕСКИЕ СОСТОЯНИЯ ПРИ ПЛАСТИЧЕСКОМ ДЕФОРМИРОВАНИИ И РАЗРУШЕНИИ МЕТАЛЛОВ... 133
Введение............................................................ 133
4
2.1. Кинетические условия деформационного локального плавления металлов. 136
2.2. Форма и положение линий плавления на диаграмме равновесных фазовых
состояний металлических систем......................................... 139
2.2.1. Методы расчета формы линий плавления для химически чистых металлов 139
2.2.2. Методы расчета формы линий плавления в сплавах........................ 144
2.2.3. Деформационное плавление ноликристаллических металлов................. 148
2.2.4. Кинетические особснносги контактного плавления на межкристаллитных
границах при деформировании ноликристаллических металлов............. 15()
2.2.5. Особенности плавления ншюструктурированных и аморфных металлов 155
2.3. Анализ критических явлений при растяжении металлов.................... 158
2.3.1. * Гамильтониан неоднородного твердого раствора с вакансиями........... 158
2.3.2. Флуктуации в среде с однородным распределением вакансий. Спинодали
испарения конденсированных фаз......................................... 161
2.3.3. Влияние критических явлений на процессы деформационного плавления
металлов............................................................... 171
2.3.3.1. Критические индексы термодинамических величин вблизи спинодали
испарения жидкой фазы.................................................. 172
2.3.3.2. Поведение линии плавления вблизи спинодали испарения жидкой фазы... 177
2.4. Процессы сублимации металлов при механическом растяжении............ 179
2.4.1. Кинетические уравнения процесса испарения конденсированной фазы во
внутренние полости при пластическом деформировании..................... 179
2.4.2. Кинетическое уравнение диффузионной ползучести металла вблизи
границ сферической поры.............................................. 183
2.4.3. Полная система уравнений кинетики роста пор при деформировании
конденсированной среды................................................. 186
2.4.4. Уравнения кинетики роста пор с учетом реальности пара по модели Ван-
дср-Ваальса............................................................ 189
2.4.5. Уравнения кинетики роста пор с учетом аномально высокой скорости
диффузионной ползучести при интенсивных механических воздействиях 193
2.4.6. Агрегатные превращения при росте плоских пор и микротрещин............ 207
2.5. Структурно-фазовые превращения при возникновении первичных очагов
разрушения в твердой фазе.............................................. 212
2.5.1. Физические представления о процессах, предшествующих зарождению очагов разрушения в металлах и сплавах.................................. 212
2.5.2. Модель процессов разрушения кристаллических материалов при деформировании.......................................................... 215
2.5.3. Кинетические механизмы зарождения первичных очагов локального плавления............................................................... 220
2.5.3.1. Условия гомогенного зарождения первичных дефектов сплошности в однородном твердом теле.......................................... 221
2.5.3.2. Гетерогенный механизм зарождения первичных дефектов сплошности в твердой фазе с концентраторами напряжений................................. 222
2.5.3.3. Кинетика роста жидкой фазы под дислокационным скоплением......... 225
2.5.3.4. Механизм зарождения газовой поры в жидкой фазе................... 227
2.5.3.5. Кинетические механизмы зарождения первичных очагов разрушения в твердом теле.............................................................. 228
2.6. Структурно-фазовые превращения при формировании поверхности
усталостного излома в металлах и сплавах........................ 237
2.6.1. Начальный этап развития усталостной трещины...................... 237
2.6.2. Механизм установившегося роста усталостной трещины............... 239
Выводы............................................................ 242
ГЛАВА 3. СТРУКТУРНО-ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И КРИТИЧЕСКИЕ
СОСТОЯНИЯ РАССЛАИВАЮЩИХСЯ ТВЕРДЫХ РАСТВОРОВ, И ИХ
ВЛИЯНИЕ НА УСТОЙЧИВОСТЬ МЕТАЛЛОВ К ПЛАСТИЧЕСКОМУ
ДЕФОРМИРОВАНИЮ И РАЗРУШЕНИЮ............................................... 243
Введение.......................................................... 243
3.1. К проблеме флуктуационных критериев пластичности и разрушения металлов и сплавов........................................................ 245
3.2. Флуюуационные деформационные поля твердых растворов.................. 255
3.3. Влияние флуктуаций концентрации примеси на механические свойства сталей и сплавов.......................................................... 262
3.4. Термодинамическое описание неоднородных твердых растворов с 265 флуктуациями концентраций примесных и легирующих элементов...........
3.4.1. Термодинамические потенциалы неоднородных твердых растворов 266
3.4.2. Однородный твердый раствор с флуктуациями концентрации........... 267
6
3.5. Модулированные /С-структуры в закритнчсской области существования расслаивающихся твердых растворов. ............................................ 271
3.6. Основные характеристики спектра флуктуаций твердого раствора в закритической области расслоения............................................... 275
3.7. Спинодали расслоения изолированных твердых растворов..................... 279
3.8. Вязко-хрупкий переход и критические состояния металлов и сплавов 286
3.8.1. Теория вязко-хрупкого перехода при охлаждении сталей и сплавов....... 290
3.8.2. Вязко-хрупкий переход, индуцированный пластическим
деформированием сталей и сплавов...................................... 299
3.9. Хладноломкость сталей и вязко-хрупкий переход............................. 300
3.10. Отпускная хрупкость сталей и сс связь с вязко-хрупким переходом......... 302
3.10.1. Обратимая отпускная хрупкость сталей.................................. 302
3.10.2. Необратимая отпускная хрупкость сталей................................ 307
3.11. Охрупчивание нанокристаллических материалов при электрохимической коррозии и электролитическом иаводораживании................................... 310
3.11.1. Физическая модель поведения металлов и сплавов при водородном пересыщении................................................................... 311
3.11.2. Положение спинодалсй расслоения твердых растворов водорода в железе. 312
Выводы................................................................ 314
ГЛАВА 4. АНОМАЛЬНО УСКОРЕННЫЙ ДИФФУЗИОННЫЙ МАССОПЕРЕНОС В ИНТЕНСИВНО ДЕФОРМИРУЕМОЙ ТВЕРДОЙ ФАЗЕ СО СТРУКТУРНО-ФАЗОВЫМИ ПРЕВРАЩЕНИЯМИ.................................................... 315
Введение.............................................................. 315
4.1. Теория аномально высокой скорости диффузии в металлах при ударных
воздействиях.......................................................... 315
4.1.1. Постановка задачи и основные определения............................. 317
4.1.2. Модель мсханически-индуцированного диффузионного массоиереноса
при ударных воздействиях.............................................. 322
4.1.3. Диффузия изотопов в деформируемых материалах.......................... 327
4.1.4. Диффузия примеси, подвижность которой превышает подвижность атомов основного элемента.................................................... 328
4.1.5. Волновой механизм диффузионного массопсрсноса при ударных
воздействиях.................................................. 328
4.2. Влияние сдвиговых напряжений и структурно-фазового состояния диффузионной зоны на скорость массопереноса........................... 333
4.2.1. Влияние сдвиговых напряжений на процессы диффузии в деформируемых металлах............................................................ 333
4.2.2. Температурный режим ударного воздействия на металлы.......... 339
4.2.3. Особенности структурно-фазового состояния диффузионной зоны при ударных воздействиях................................................ 342
4.3. Механизмы ускорения процессов диффузии при интенсивном пластическом деформировании нанокристаллических структур металлов и сплавов............................................................... 346
4.3.1. Ускорение диффузии, вызванное процессами нанокристаллизации при пластическом деформировании......................................... 347
4.3.2. Ускорение диффузии при деформационных полиморфных превращениях 352
4.4. Вакансионные механизмы роста усталостной трещины................. 354
Выводы........................................................ 355
ЗАКЛЮЧЕНИЕ............................................................ 356
ЛИТЕРАТУРА............................................................ 359
СПИСОК РАБОТ, В КОТОРЫХ ОПУБЛИКОВАНЫ ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ............................................................ 391
ПРИЛОЖЕНИЕ 1.......................................................... 398
ПРИЛОЖЕНИЕ 2.......................................................... 401
ПРИЛОЖЕНИЕ 3.......................................................... 403
ВВЕДЕНИЕ
Теория структурно-фазовых превращений всегда была тесно связана с теорией деформаций и теорией прочности твердого тела. Преобразование структуры и фазового состава материалов при термообработке автоматически предполагает различного рода атомные перемещения, связанные с изменениями типа симметрии кристаллических решеток, генерированием дефектов, полей внутренних напряжений и т.п. [1-7]. Известны случаи, когда при структурно-фазовых превращениях наблюдалась макроскопическая пластическая деформация изделий и даже их разрушение. С другой стороны, внешние механические воздействия также способны вызывать многочисленные фазовые переходы, приводить к изменениям фазового и химического состава вещества при фиксированной температуре [4-14).
Не случайно становление и развитие этих дисциплин имеет общую историю. На протяжении веков совокупность знаний о взаимных превращениях вещества при термомеханической обработке и получаемых при этом прочностных свойствах изделий (твердость, упругость, пластичность и т.п.) представляли собой единое целое. Это вытекало-из нужд практической деятельности людей по изготовлению орудий труда, бытовых и ювелирных изделий.
Позднее, бурный рост промышленного производства привел к возникновению и дифференцированному развитию целого ряда естественнонаучных направлений и отраслей знания.
Значительное развитие получила физика фазовых превращений, представляющая собой науку об устойчивости и взаимных превращениях материальных тел, различающихся способами упорядочения атомной структуры. Не методы, базирующиеся на молекулярнокинетической концепции строения материи и мощный математический аппарат с течением времени они были адаптированы к многочисленным моделям, возникающим в квантовой и классической физике. Это привело к широкому использованию достижений теории фазовых переходов в различных разделах физики, химии, биологии и т.п. [15-20].
Противоположные тенденции наблюдались в развитии физики прочности. В первой половине XX века она представляла собой практически обособленный раздел физики твердого тела. Ес основу составляли методы, развитые в механике сплошной среды и термодинамике [21-24]. В структуру входили теория дефектов кристаллической решетки, теория упругости, теория вязкопластических деформаций и теория разрушения [25-36].
В этот период времени взаимодействие физики прочности с физикой фазовых превращений происходило в значительной степени формально. Большие успехи теории дислокаций, точечных и планарных дефектов в раскрытии механизмов пластического
9
деформирования и разрушения твердых тел и достижения, связанные с объяснением целого ряда структу рных изменений в материалах при деформировании создавали впечатление об определенной самодостатошюсти методов физики прочности. Поэтому справедливость сс базовых моделей, базирующихся на теории дефектов, долгое время не подвергалась критическому анализу с позиции других физических дисциплин. В частности, в рамках теории прочности практически всегда предполагалось, что структура, химический и фазовый состав твердого тела играют роль некоего вспомогательного постоянного фона, на котором развивались основные процессы развития дефектной подсистемы кристаллов. Такая точка зрения доминировала независимо от того, какой уровень механического воздействия прикладывался к веществу и какого типа дефектные структуры возникали при пластическом деформировании материалов [20-50].
Физика прочности изучала также явления, связанные с деформационными изменениями структуры поликристаллических систем, морфологии распределения фаз и т.п., однако эти исследования всегда были ограничены рамками общей теории дефектов и не играли заметной роли в физике фазовых превращений [1, 41, 42, 44-50].
Теория фазовых превращений в этот период также развивалась в значительной степени обособленно от интересов физики прочности. Большое развитие получили направления связанные с критическими явлениями, фазовыми переходами 1-го и Н-го рода, агрегатными превращениями вещества и многое другое. Определенная часть этих явлений стала общим предметом физики фазовых превращений и физики твердого тела (например, ферромагнитные явления [2-4, 51], переходы порядок - беспорядок в сплавах [2-8] и т.п.), однако они не имели практического отношения к проблемам физики прочности. Причина заключалась в том, что высокий уровень абстрагирования от реальных тел в моделях теории фазовых превращений не соответствовал сложности этих проблем. Достаточно отметить, чго основные представления физики фазовых превращений складывались преимущественно из набора простых моделей, описывающих поведение идеально однородных конденсированных сред, таких как идеальная кристаллическая решетка и т.п. Неформальный интерес к физике прочности был проявлен лишь в теории фазовых переходов 1-го рода, в связи с необходимостью обоснования процессов гетерогенного зарождения новой фазы на дефектах кристаллической решетки [6, 7, 52-54].
Во второй половине XX века связи обеих теорий начали заметно укрепляться. Этому способствовало открытие в конце 20-х - начале 30-х годов процессов мартенситного превращения в сталях и сплавах [9-12]. Анализ механизмов этого превращения и открытие эффекта запоминания формы, привели к пониманию того, что эта область знаний является общей частью физики прочности и физики фазовых превращений [55]. Экспериментальные
10
исследования показали, что инициируемые внешней механической нагрузкой структурнофазовые превращения могут существенно влиять на прочностные свойства твердой фазы [1, 12, 13]. Это привело развитию совместных для обеих теорий исследований и возникновению новых общих понятий, таких как: пластичность, наведенная фазовыми превращениями, псевдоупругость, мартенсит деформации и ряд других [1, 55]. Последовательная микроскопическая интерпретация механизмов мартенситных превращений привела к более тесному взаимодействию обеих теорий с электронной теорией твердого тела [56]. Дальнейшее укрепление связей между физикой фазовых превращений и физикой прочности было вызвано открытиями явлений сверхпластичности [50, 57], динамической
рекристаллизации [1, 6, 7, 57], деформационного расслоения твердых растворов и динамического старения [1, 7, 50, 57-61].
В результате, концу XX века в физике сложилось мнение, что структурно-фазовые превращения, протекающие при механическом нагружении и пластическом деформировании вещества не только в значительной мере расширяют предмет исследований теории фазовых превращений, но также занимают одно из ведущих мест в теории прочности композиционных материалов, обладающих сложным структурно-фазовым и химическим составом. Этому способствовало и широкое внедрение методов интенсивного пластического деформирования сталей и сплавов для получения нанокристаллических металлических систем [62, 63].
Многочисленными экспериментами с использованием равноканального углового прессования, деформирования со сдвигом в наковальнях Бриджмена и обработки материалов в шаровых планетарных мельницах было показано, что процессы интенсивного пластического деформирования являются мощным источником преобразования структуры и фазового состава сталей и сплавов [14, 64-65]. Было установлено, что после достаточно больших степеней деформирования в металлах зарождается наноструктура, которая способствует развитию процессов ускоренного растворения фаз и химических соединений [14, 66, 67]. При определенных условиях эти процессы приводят к синтезу новых метастабильньтх металлических систем, химический и структурно-фазовый состав которых не соответствует диаграмме равновесных фазовых состояний исходного материала [62, 63, 66]. Таким образом, практические методы физики прочности привлекли внимание к необходимости более глубокого развития теории фазовых переходов в области сильно неравновесных фазовых состояний твердого тела.
Одновременно с этим было обнаружено, что в наноструктурах с размером зерен (1<(20-^50) нм практически отсутствую! подвижные дислокации [68, 69]. Это поставило иод сомнение возможности использования в теории наноструктур ряда традиционных моделей
11
пластического деформирования и разрушения материалов, разработанных ранее в теории прочности крупнокристаллических материалов. При исследовании явлений массопереноса в деформируемых наноструктурах металлов также возникали проблемы, связанные с невозможностью стандартной интерпретации аномально высокой скорости диффузии атомов [70-72]. В связи с этим в ряде работ были выдвинуты предположения, что объяснение процессов структурообразования, диффузии, пластического деформирования и разрушения в наноструктурах невозможно без исследования механизмов деформационных структурнофазовых превращений в этих материалах [62, 63, 73]. В последнее время в этом направлении исследований был получен ряд важных результатов.
Таким образом, за последние десятилетия наметилось существенное сближение методов и концепций, применяемых в физике фазовых превращений и физике прочности. В настоящее время этот путь представляется наиболее перспективным [1, 14, 64-67, 73]. Однако несмотря на определенные успехи, достигнутые в этой области, состояние значительной части физических представлений, относящихся к общему предмету исследований в обеих теориях, нельзя признать удовлетворительным. Причины этого состоят в следующем. С одной стороны, в физике фазовых превращений раздел, относящийся к исследованиям критических явлений и сильно неравновесных состояний в твердой фазе, оказался недостаточно развит и слишком абстрактен для того, чтобы его можно было реально использовать при решении конкретных проблем физики прочности. С другой стороны, физика прочности, являясь разделом физики твердого тела, по существу ограничила себя исследованием явлений, протекающих только в твердой фазе. Это привело к тому, что ее взаимодействие с физикой фазовых превращений оказалось однобоким и недостаточным для преодоления ряда имеющихся трудностей. Болес того, в методологии физики прочности обнаружился ряд нестыковок и противоречий с существующими концепциями физики фазовых превращений. Их содержание удобно рассмотреть на примере наиболее общих проблем, относящихся к широкому кругу исследований.
1. Проблема агрегатного состояния вещества в объеме дефектов сплошности при разрушении материалов
При исследовании процессов зарождения и роста различных дефектов сплошности (пор, микротрещин и т.н.) химически чистых твердых фаз в теории прочности предполагается, что их внутренний объем пуст. Исключение составляют металлы, содержащие примеси растворенных газов. В этом случае с'штается, что внутренние полости твердой фазы могуч быть заполнены только примесными газами [N2, О2, Иг, СОг, >Шз и т.п.]. С точки зрения физики фазовых превращений предположения такого рода некорректны. Для
12
того, чтобы убедиться в этом, достаточно проанализировать диаграмму агрегатных состояний любого химически чистого вещества (рис. 1 б). Из нее видно, что твердая фаза не может находиться в равновесном состоянии при контакте с вакуумом. Ее равновесные состояния возможны лишь при контакте со своим парам или расплавом, а в тройной точке Тз с обеими фазами одновременно.
Рассмотрим в связи с этим процессы, сопровождающие зарождение и рост какого-либо дефекта сплошности. Допустим, что в твердом теле имеется сферическая пора (рис. 1а). Ясно, что она должна быть заполнена либо паром (/), либо жидким расплавом (2). Если объем этих пор увеличить путем механического воздействия (случаи Г, 2\ количества жидкой и газообразной фаз также увеличатся. Поскольку возникновение и увеличение в размерах дефектов сплошности но определению является процессом разрушения [21, 22], отсюда следует, что разрушения твердого тела неразрывно связано со структурно-фазовым и превращениями на множестве а]регашых состояний вещества.
Рис. 1. Формирование структурно - фазовых состояний конденсированной среды под действием внешней механической нагрузки: а - связь роста дефектов сплошности с изменениями arpeitnHoro состояния среды; б - диаграмма равновесных агрегатных фазовых состояний материала в области сжимающих нагрузок; 1, Г - поры, заполненные газовой фазой; 2,2' - то же, жидкой; 7з - тройная точка равновесия фаз твердой Sol, жидкой L и газообразной Gas; Тс - критическое значение температуры.
В случае Г оно сопровождаются испарением твердой фазы в пору, а в случае 2' при разрушении происходит плавление (аморфизация) материала вокруг поры. Подобные же явления должны протекать и в том случае, когда в начальных состояниях 7 и 2 пор не было совсем, и они зарождались лишь во время действия внешней силы.
Существуют экспериментальные подтверждения сказанному. В работах [74-79] приведены многочисленные наблюдения (в том числе в динамическом режиме в колонне электронного
13
микроскопа [74]), свидетельствующие о том, иго процессы разрушения твердой фазы часто сопровождаются и даже предваряются структурно-фазовыми агрегатными превращениями в виде локальной аморфизации или плавления вблизи концентратора напряжений.
Полезно рассмотреть и противоположный пример, когда внутри твердого тела по каким-либо причинам происходят процессы локального плавления 180, 81] или сублимации [82]. Они неизбежно должны сопровождаться появлением дефектов сплошности, заполненных расплавом или паром. В противном случае новую фазу негде было бы разместить внутри сплошного объема твердого тела. Из этого следует, что любые процессы локальных агрегатных иревращеий в объеме твердой .фазы должны одновременно сопровождаться се локальными разрушениями.
Главный вывод из сказанного состоит в том, что термодинамические условия зарождения очагов локального плавления и сублимации в твердом теле должны полностью совпадать с термодинамическими условиями зарождения сопутствующих им дефектов сплошности. И наоборот, условия воникновения очагов локального разрушения твердой фазы всегда должны быть идентичны условиям протекания процессов локального испарения или плавления материала, сопровождающих зарождение и развитие дефектов сплошности. Осуществление какого-нибудь одного из этих процессов в принципе невозможно без соответствующего сопровождения его другим, неразрывно связанным с ним, процессом. Следовательно, анализируя условия возникновения деформационно-индуцированных процессов локального плавления и сублимации методами теории фазовых превращений, можно одновременно получить информацию об условиях зарождения очагов разрушений в твердых телах. При этом есть все основания полагать, что описание процессов разрушения будет полным и адекватным.
Однако, такие выводы полностью противоречат существующим в физике прочности предположениям о фазовом составе объемов дефектов сплошности твердых тел.
2. Проблема устойчивости структуры твердой фазы при растягивающих механических нагрузках вблизи концентраторов напряжений
Одним из основных понятий теории прочности является понятие концентратора напряжений. Обнаружено достаточно большое количество концентраторов: дислокационные скопления разного вида, дисклинации, микроиоры и микротрещины, оборванные субграницы и т.п.
14
В теории дефектов построены многочисленные модели таких концентраторов и показано, что вблизи них могут достигаться значения растягивающих напряжений, сравнимые с пределом прочности материала [27, 44, 45]. Однако, ни одна из этих моделей не была тестирована на устойчивость материала, его структуры и фазового состава при столь высоких растягивающих напряжениях. Между тем, легко убедиться в том, что эта проблема реальна.
Действительно, любое механическое воздействие на твердую фазу можно представить в виде сумм сдвига и гидростатического сжатия (или растяжения), характеризуемого величиной давления р. Из теории фазовых превращений известно, что давление существенно влияет на величину температур фазовых переходов. Для фазовых переходов 1-ого рода этот эффект описывается известным уравнением Клапейрона - Клаузиуса [83]:
-^■ = —. (1)
(1Т АУ
Здесь р — давление, Т - температура, Д.? — изменение энтропии вещества при фазовом переходе, АУ — объемный эффект превращения. Величины Д£ и АУ зависят от температуры и давления в веществе.
Из уравнения (1) следует, что при деформировании структура и фазовый состав вещества, представленного первичной твердой фазой, могут измениться если возникнут условия для осуществления фазового превращения. В общем случае это могут быть превращения, связанные не только с изменением агрегатного состояния, о которых говорилось выше, но и различные превращения в твердом состоянии. В частности, при сильных растяжениях твердой фазы могут возникнуть полиморфные превращения, явления, связанные с растворением или выделением инородных фаз, переходы, приводящие к изменениям магнитных и электрических свойств твердой фазы и т.п. [14, 85]. При этих же условиях температуры плавления многих металлов и сплавов, а также температуры разложения содержащихся в них химических соединений могут опуститься до комнатных температур и ниже [86, 87].
Несмотря на то, что эти явления хорошо известны и давно используются на практике, они не принимаются во внимание при анализе состояния материала вблизи концентраторов напряжений [33-48]. Однако в других задачах, например при исследовании ударных и взрывных воздействий, вызывающих мощное гидростатическое сжатие среды, смещение температур фазовых превращений все же учитывается [88].
Из сказанного можно сделать три вывода. Во-первых, проблема устойчивости структуры твердых тел при деформировании в рамках теории прочности решается непоследовательно и односторонне. Во-вторьгх, при пластическом деформировании всегда
15
могут возникнуть условия для локальной потери устойчивости кристаллической решетки вблизи концентраторов напряжений. В-третьих, использование моделей концентраторов напряжений, построенных в предположении стабильности кристаллической решетки, во многих случаях может оказаться некорректным.
В связи с этими выводами отметим, что практически все модели концентраторов напряжений в теории прочности применяются до сих пор и без ограничений, независимо от того, какую по величине механическую нагрузку они оказывают на кристаллическую решетку твердого тела [89, 90].
3. Проблемы описания прочностных свойств композиционных материалов, состоящих из смеси жидких и твердых фаз
Выше уже отмечалось, что основная методология теории прочности базируется на теории дефектов кристаллической решетки, и это естественным образом ограничивает ее исследованием явлений, протекающих только в твердой фазе. Однако, производственная и практическая необходимость потребовали развития физических представлений о прочностных свойствах жидкой фазы [22, 52, 86, 87]. Методы теории прочности твердого тела для жидкой среды неприменимы, поскольку в жидкостях отсутствует кристаллическая решетка, а значит нет и дефектов кристаллической решетки.
В результате, теория прочности жидкой фазы была построена исключительно на основе представлений теории фазовых превращений 1-го рода (теория кавитации жидкостей) [22, 52,. 86, 87]. Согласно этой теории процесс разрушения жидкости представляет собой последовательность процессов зарождения и роста полостей, заполненных газообразной фазой: паром разрушаемой жидкости. Оба эти процесса интерпретируются в рамках фазового перехода жидкость ^ пар, инициируемого действием механической нагрузки. При этом теория прочности жидкой фазы оказалась естественным образом связанной с теорией структурно-фазовых превращений и критических явлений [3, 91 ,92].
С другой стороны, прямые измерения термодинамических и прочностных характеристик многих веществ в жидком и твердом состояниях указывают на значительную близость свойств этих фаз. Эксперименты дают приблизительно одинаковые значения для плотности, теплоемкости, сжимаемости, разрывного усилия и т.п. для твердой и жидкой фазы одного и того же материала [52]. Отсюда следует, что физические принципы описания прочностных свойств твердой и жидкой фаз также не должны иметь существенных различий. Однако сравнение методов, применяемых в теории кавитации с методами, применяемыми в теории прочности твердой фазы указывает на их полную несовместимость.
16
В подтверждение рассмотрим следующий пример. Известно, что при резком охлаждении жидкостей удается получить аморфное вещество в твердом состоянии [93]. Поскольку у твердого и жидкого аморфных состояний нет заметных структурных различий, термодинамические и упругие характеристики твердой и жидкой фаз практически совпадают. Однако, и в этих состояниях физические принципы описания процессов деформирования и разрушения вещества обеих теорий полностью противоречат друг другу. Действительно, процесс разрушения в жидкой фазе интерпретируется как фазовый переход 1-го рода, а то же самое явление в твердом аморфном состоянии теория прочности объясняет на основе дислокационно-дисклинационных представлений, заимствованных из теории разрушения крупнокристаллических твердых тел, при этом возможность агрегатных превращений полностью игнорируется [48, 55]. Если учесть, что в аморфном сплаве, так же как и в жидкой фазе, отсутствуют какие-либо линейные дефекты кристаллической решетки, становятся понятны трудности, испытываемые физикой прочности твердофазных аморфных материалов [62, 63, 93,94].
Известно также, что все металлы и сплавы в твердофазном аморфном состоянии имеют атомную структуру, представимую совокупностью кластерных кристаллических образований с размерами с1« (0.5-Н.5) нм [95-99]. По-существу эти фазы представляют собой предельно фрагментированные наноструктурированныс материалы [100]. Это указывает на то, что механизмы пластического деформирования и разрушения металлов и сплавов вблизи предельного состояния их наносгруктур должны быть сходны с аналогичными механизмами в аморфных сплавах. Отсюда видно, что трудности описания прочностных свойств аморфных металлов и сплавов автоматически распространяются на значительную часть наносгруктурированных материалов (рентгеноаморфных металлов, керамик, композитов и т.п.), характеризуемых размером нанокристаллигов d<>\0 нм.
Существует и другая сторона рассматриваемой проблемы. Между температурами солидуса и ликвидуса стали и сплавы находятся в так называемом твердо-жидком состоянии, представляющем собой механическую смесь твердой и жидкой фаз [101]. Такие же состояния могут возникать и при более низких температурах, в присутствии примесей Б, Р и т.п., образующих с металлом легкоплавкие эвтектики [1, 61, 102]. Как правило, прочность твердожидких металлов падает по сравнению с их прочностью в ближайших к ним твердых состояниях (красноломкость, околосолидусная хрупкость и т.п. [103, 104]), поэтому эти явления считаются вредным для материалов и конструкций, работающих в области повышенных температур. Определенные трудности они представляет и для осуществления процессов высокотемпературной механической обработки сталей и сплавов [1, 61, 103, 104].
17
Проблемы физической интерпретации явлений потери прочности твердожидких металлических систем находятся на стыке теорий прочности жидкой и твердой фаз. Совокупности концепций и методов современной теории фазовых превращений явно недостаточно для решения этих проблем, поскольку в них не учитываются явления, связанные с процессами пластического деформирования твердой фазы. В то же время в теории прочности твердой фазы отсутствуют методы исследования прочностных свойств жидкой фазы и особенностей ее взаимодействия с твердым телом на микроскопическом уровне.
4. Проблема учета критических состояний при пластическом деформировании и разрушении вещества
Высокие значения растягивающих механических нагрузок наряду со значительным понижением температур фазовых переходов могут вызвать в твердой фазе ряд критических явлений. Из общих физических соображений ясно, что для любого материала существует . определенное значение величины внешней растягивающей силы, выше которой кристаллическая структура становится абсолютно неустойчивой. Это значение близко к пределу теоретической прочности [52]. Вблизи этого предела кристаллическая структура материала перестает существовать и разрушается практически мгновенно.
Для примера, рассмотрим вариант потери устойчивости кристаллической решетки при высоких гидростатических растягивающих напряжениях. При давлении р и абсолютной, температуре Т величина плотности равновесных вакансий определяется выражением [52, 105,106]:
Су = е-^Р^'кт /(I _ е-(*+р»)/Ы) ^ (2)
Здесь е — энергия образования вакансии, о — объем вакансии, к — постоянная Больцмана.
Из этой формулы видно, что при критическом давлении
рс=-£/и (3)
концентрация вакансий становится бесконечно большой для любого значения температуры Т вплоть до абсолютного нуля. Полагая для железа и сталей е « 2.2-10'19 Дж («1.4 эВ), о « 10 *29 м3, получим рс ~-2.2-1010 Па. В сталях эта нагрузка легко может быть создана под вершиной плоского скопления из (20->40) краевых дислокаций при запирающем напряжении,
о
близком к макроскопическому пределу разрушения таких материалов ав »(5-И5)*10 Па Такой же величины может достигать гидростатическая нагрузка вблизи деформационных разрывов стенок из краевых дислокаций, в местах столкновения дислокационных скоплений,
18
движущихся навстречу друг другу в пересекающихся или параллельных плоскостях скольжения и т.п. [27, 42, 44-48].
Очевидно, что задолго до достижения давлением р своего критического значения р0 кристаллическая решетка становится абсолютно неустойчивой к сохранению дальнего порядка. Действительно, вакансии всегда увеличивают свободный объем материала, а в твердой фазе эта величина не может быть слишком большой. Хорошо известно, что при значениях 0.01 < си <0.1 величина свободного объема в конденсированном веществе уже соответствует жидкому состоянию, а при с0 >0.1 свободный объем тела становится настолько большим, иго вещество может существовать только в газообразном виде [95-99]. При критическом же давлении рс и вблизи него величина а величина свободного объема оказывается неизмеримо больше
суммарного объема всех атомов: V—* ос. Таким образом, не только кристаллическая решетка, но и конденсированное состояние вещества уже не могут сущест вовать в некоторой области давлении, превышающих критическое значение рс.
Важным для рассматриваемой проблемы является то, что плотность большинства жидких фаз в критической точке Тс примерно в два раза ниже плотности жидкости при, нормальных условиях [52]. Это означает, что при плотности вакансий су»0.5 свободный объем вещества будет сравним со свободным объемом его агрегатных состояний, достигаемых в критической точке. Более того, как следует из формулы (2), подобные состояния вещества оказываются возможными в любом другом интервале температур, расположенном ниже Тс и даже вблизи абсолютного нуля.
Рассмотренный пример указывает на реальную достижимость области абсолютной потери устойчивости деформируемой кристаллической решетки как структуры, обладающей дальним порядком. Однако, область критических состояний при деформировании твердой фазы в реальности значительно шире. Критические явления могут быть связаны не только с полным разрушением дальнего порядка в кристаллических решетках, но и с преобразованиями симметрии решеток или их отдельных фрагментов. Например, экспериментально обнаружено, что при пластическом деформировании могут протекать явления деформационного старения твердых растворов [1]. Они связаны с процессами распада (расслоения) растворов на смссь различных фаз. Из теории фазовых превращений известно, что при определенных условиях процесс расслоения может трансформироваться в спинодальный распад [6, 7, 107, 108]. Это явление интерпретируется как переход твердого раствора из области метастабнльиых состояний высокотемпературной фазы в область абсолютно неустойчивых ее состояний. Спинодальный распад обнаружен у большого количества сталей и сплавов [107]. Таким образом, совокупность критических явлений,
19
сопровождающих процессы пластического деформирования металлов оказываются достаточно широкой, и эксперименты подтверждают это.
Известно например, что при плавных изменениях внешних условий физические свойства некоторых сталей и сплавов могут резко и существенно изменяться. Если эти изменения относятся к величине разрушающего напряжения и пластическим свойствам материала, вызывающее их явление принято называть вязко-хрупким переходом [1, 44, 61]. Такие переходы возникают во многих металлических системах при различных температурах. Одной из отличительных особенностей вязко-хрупкого перехода является аномально широкий разброс экспериментальных данных в окресгности температуры перехода [44]. В теории прочности твердого тела нет физически обоснованных концепций, позволяющих объяснить на атомарном уровне явления, связанные с резкими изменениями прочностных свойств материалов и аномальным разбросом экспериментальных данных. Действительно, основной этап предварительной подготовки процесса разрушения в теории прочности интерпретируется как постепенное накопление структурных повреждений кристаллической решетки иод действием внешней силы [39, 46, 109]. Однако, если отвлечься от всегда имеющей место плавной эволюции дефектной структуры в процессе деформирования, резкие изменения прочностных свойств материала при вязко-хрупком переходе можно связать с критическими явлениями, вызванными действием внешних механических напряжений. Обоснование этого предположения состоит в следующем.
Известно, что фазовые превращения могут существенно изменять структуру вещества и, следовательно, приводить к значительным изменениям его структурно чувствительных свойств. Однако, не все эти превращения могут обеспечить резкое изменение свойств материала. Фазовые переходы 1-го рода обладают достаточно плавной кинетикой и характеризуются широкой областью превращений при изменении внешних условий. Это связано с возможными эффектами переохлаждения и перегрева фаз [83]. Наиболее резкие изменения свойств материалов происхо;щт при фазовых переходах И-го рода и критических явлениях. Эти явления характеризуются отсутствием мстастабильных состояний и всегда протекают глобально во всем объеме и только в момент пересечения фазой границ области своего существования [2-8, 83]. Важной особенностью этих явлений являются аномально большие флуктуации термодинамических параметров материала. Такие флуктуации возникают в системе задолго до пересечения границ области абсолютно неустойчивых состояний и аномально возрастают вблизи этих границ [2-8, 83, 110-117]. Эго означает, что при измерении механических характеристик материалов вблизи области абсолютной неустойчивости кристаллической решетки, разброс экспериментальных точек будет аномально широк из-за флуктуаций термодинамических параметров вещества.
20
Таким образом, привлечение методов теории критических явлений к решению проблемных задач теории прочности могло бы оказаться не только полезным, но и необходимым. Однако, в современной теории прочности, возможность возникновения критических явлений при деформировании материалов обычно не рассматривается, несмотря на то, что особенности поведения металлов и сплавов при вязко-хрупком переходе известны давно и ясно указывают на критический характер этого перехода [1,42,44,45, 61].
5. Проблема «закритических» состояний твердых растворов
В термодинамической теории устойчивости фаз принимается, что фазовый переход может произойти, если соблюдены определенные термодинамические неравенства [54, 83]. Однако, фазовый переход по своей природе является чисто кинетическим процессом и может быть осуществлен только в том случае, когда имеется определенный кинетический механизм перевода вещества из одной фазы в дру1ую. Исли же такой механизм отсутствует, фазовый переход становится невозможным даже если все термодинамические условия для его осуществления выполнены полностью. При фазовых переходах 1-го рода в этих случаях возникают явления сильного переохлаждения (перегрева) исходной фазы и перехода се в метастабильные состояния. Болес сложные процессы возникают при фазовых переходах 11-го рода. В этом случае существование метастаб ильных фаз запрещено и явления переохлаждения (перегрева) становятся невозможными.
В качестве примера приведем процессы упорядочения твердых растворов, нестехиометрического состава или явления расслоения твердых растворов в низкотемпературной области. Единственным кинетическим механизмом, осуществляющим эти процессы является диффузионный массопсреиос. Однако, если температура фазового перехода окажется слишком низкой, диффузия будет «заморожена» и термодинамической системе будет трудно найти какой-либо иной кинетический механизм для релаксации к равновесному состоянию.
Если температуру раствора понижать далее, состояние высокотемпературной фазы формально может быть переведено на спинодаль и даже под спинодаль. Технических причин, препятствующих этому процессу обычно не существует, поскольку понижение температуры вблизи комнатных температур всегда легко осуществимо. Однако, под спинодалыо существование высокотемпературной фазы полностью запрещено с термодинамической точки зрения. Ясно, что во всех подобных случаях возникает проблема определения условий и форм существования вещества под спинодалыо расслоения, а также корректного описания его свойств в таких условиях. Можно предположить, что в области фазовой диаграммы, расположенной под спинодалыо, высокотемпературная модификация
21
твердого раствора будет находиться в некотором сильно неравновесном состоянии. Условно назовем его «закритическим» состоянием. Свойства таких состояний пока не изучены, но нет сомнений, что физические характеристики вещества в этих условиях могут быть далеки от равновесных значений, а условия существования высокотемпературной фазы под спинодалыо будут определяться уже не термодинамическими неравенствами, а кинетическим механизмом релаксации к устойчивому состоянию . Отсюда следует, что в таких особых случаях, понятие устойчивости фаз и методы ее исследования должны быть соответствующим образом пересмотрены.
Очевидно также, что «закритические» состояния твердых растворов легко осуществимы на практике не только в процессах медленного охлаждениях при положении спинодали в области низких температур, но и в тех случаях когда охлаждение раствора производится с большими скоростями при положении спинодали в области средних и высоких температур. Это следует из того, что процессы диффузионного перераспределения атомов в твердой фазе являются достаточно инерционными, а скорости охлаждения материалов можно регулировать в широких пределах.
Интерес к «закритическим» состояниям легко попять если учесть, что практически все твердые растворы при понижении температуры либо испытывают расслоение, либо упорядочиваются. Такое поведение является следствием известной теоремы Нернста о свойствах термодинамических систем вблизи абсолютного нуля температур [83]. Это означает, что «закритические» состояния твердых растворов могут иметь достаточно широкое распространение на практике, поскольку при правильном подборе скорости охлаждения высокотемпературную фазу практически любого твердого раствора формально можно всегда перевести под спинодаль еще до начала каких-либо заметных последствий диффузионного массопереноса.
В связи с этим подчеркнем одну особенность процессов деформирования металлов вблизи температур фазовых переходов. Механические воздействия приводят к изменениям положения границ существования фаз, а значит и к изменениям положения спинодалей твердых растворов на равновесной диаграмме фазовых состояний. Таким образом, при деформировании твердых растворов «закритические» состояния могут возникать при достаточно резких изменениях механической нагрузки. Влияние процесса деформирования на структурно-фазовый состав и прочностные свойства материалов может оказаться значительно более существенным, чем любое понижение температуры вещества. Это объясняется тем, что скорости изменения механических нагрузок в большинстве случаев намного превышают предельно достижимые скорости охлаждения материалов.
22
6. Проблема диффузионного массопереноса при интенсивном пластическом деформировании металлов и сплавов
Отдельного обсуждения требуют проблемы, связанные с особенностями диффузионного массопереноса при структурно-фазовых превращениях и пластическом деформировании вещества в твердом состоянии.
Диффузия всегда являлась предметом общего рассмотрения физики фазовых переходов и физики прочности. С одной стороны, она представляет собой один из основных кинетических механизмов, осуществляющих процессы фазовых превращений в сталях и сплавах [53, 110]. С другой стороны, диффузионный массоперенос является одним из способов реализации процессов вязкопластического деформирования материалов и релаксации внутренних напряжений [42, 44, 50, 57]. Существует и обратная связь, поскольку диффузия является структурночувствительным процессом. Изучено большое многообразие диффузионных путей распространения атомов в твердой фазе: диффузия по объему [117-119], диффузия по скоплениям статических дефектов определенного вида [117-120], диффузия в неравновесных потоках вакансий [71, 72] и т.д. Это означает, что диффузионные процессы оказываются зависимыми от процессов структурно-фазовых превращений и пластического деформирования.
Таким образом, исследование процессов структурно-фазовых превращений при пластическом деформировании и разрушении материалов невозможно в отрыве от рассмотрения соответствующих проблем теории диффузионного массопереноса.
Экспериментально установлено при пластическом деформировании объемных и нанокристаллических материалов происходит значительное усиление процессов диффузии [118]. Во многих случаях это усиление столь велико, что одними только структурными изменениями в дефектной подсистеме металла его объяснить невозможно. В связи с этим был поставлен вопрос о влиянии действия механических напряжений на диффузионные процессы при деформировании сплавов [121-126]. Поскольку это явление непосредственно связано с процессами высокотемпературной ползучести и проблемой стабильности структурно-фазового состава материалов и конструкций при эксплуатации в условиях повышенных температур и механических нагрузок, его изучение было вызвано не только научными, но и практическими интересами.
К настоящему времени теоретически обоснованы и экспериментально изучены многие аспекты влияния гидростатической составляющей напряжений на процессы диффузии [36, 117-119, 123-126]. Показано, что величина давления влияет на энергию активации процесса диффузии, а градиент давления является движущей силой процесса массопереноса. Эти
23
выводы являются следствием прямой связи давления с химическим потенциалом диффундирующих атомов.
При описании явлений диффузионного массонереноса в условиях действия чисто сдвиговых механических напряжений такой подход сталкивается с определенными трудностями. Причина в том, что сдвиговые компоненты напряжений не могут быть введены в химический потенциал атомов в виде корректно определенной линейной формы. Косвенно это указывает на то обстоятельство, что при наложении сдвиговых напряжений состояние вещества становится неравновесным. Действительно, сдвиговые компоненты напряжения не включены ни в одну из диаграмм равновесных фазовых состояний какого-либо вещества [101].
Поскольку процессы диффузии при сдвиговых напряжениях все же наблюдаются экспериментально в виде явлений диффузионной ползучести, рядом авторов были предложены различные методы описания этого явления [36, 125]. В этих работах был предложен способ описания диффузионной ползучести в предположении, что гидростатическую нагрузку па внешних поверхностях материала можно заменить понятием, нормального напряжения. В рамках этого подхода различия в нормальных напряжениях на разных фрагментах внешней поверхности интерпретировались как неоднородности в распределении давления. В результате делался вывод о возникновении диффузионных потоков в сторону меньшей величины нормальной нагрузки. Описанный метод нельзя признать последовательным, поскольку он связывает диффузионные потоки в объеме вещества с неоднородностью граничных условий и не затрагивает физических особенностей влияния сдвиговых напряжений на диффузионный массопсренос внутри материала. Физически более последовательный подход к проблеме разрабатывался в работах [124]. Автором поставлена общая задача влияния напряженного состояния вещества на энергию активации процесса диффузии, включая влияние сдвиговых напряжений. К сожалению, полное решение этой сложной задачи пока еще далеко до завершения и многие вопросы остаются открытыми.
В заключение отметим, что в последние десятилетия наблюдается широкое внедрение прямых методов теории фазовых превращений непосредственно и в теорию дефектов кристаллической решетки. Оно основано на наблюдающихся экспериментально явлениях самоорганизации в дефектной подсистеме при пластическом деформировании кристаллов. Действительно, но мере увеличения пластической деформации количество дислокаций в кристаллической решетке неуклонно увеличивается. Интенсивное и дальнодействующее взаимодействие между ними повышает потенциальную энергию системы. Стремление же деформированной системы к более устойчивым формам существования приводит к
24
перегруппировкам в дефектной подсистеме. В результате на множестве дислокаций возникают вполне упорядоченные структуры, соответствующие более устойчивым состояниям деформированной кристаллической решетки. Некоторые из таких структур имеют устойчивые признаки и носят универсальный характер (пол и ионизированные, ячеистые структуры и т.п.). В таких случаях, по аналогии с методами теории фазовых переходов, возникает возможность введения ряда определенных структурных параметров (параметров порядка), с помощью которых осуществляется математическое описание структурных изменений в дислокационных ансамблях [20, 49]. Так как дислокации являются неравновесными дефектами, это означает, что указанные методы направлены на описание ограниченного круга структурных переходов в неравновесных деформируемых системах [20, 49]. Поскольку это направление исследований носит достаточно специфический характер и не связано непосредственно с фазовыми превращениями, далее оно рассматриваться не будет.
Представленный выше анализ проблем, возникающих на стыке теории прочности твердых тел и теории фазовых превращений позволяет предположить, что в настоящее время* существуют веские основания для совместного решения широкого круга общих задач, относящихся к исследованию структурно-фазовых состояний, возникающих при пластическом деформировании и разрушении конденсированных сред.
ЦЕЛЬ РАБОТЫ
Исследование процессов агрегатных превращений при пластическом деформировании и разрушении сталей и сплавов, анализ критических явлений, возникающих при деформировании металлов, исследование особенностей процесса диффузионного массопсрсиоса при структурно-фазовых превращениях и пластическом деформировании металлических систем.
Для реализации этих целей в работе решались следующие ЗАДАЧИ:
1. Построение моделей и математическое описание процессов взаимодействия фрагментов жидкой фазы с деформируемым твердым телом. Физическая интерпретация эффекта Ребиндера, явлений красноломкости и околосолидусной охрупчиваемости сталей и сплавов.
2. Разработка модели конкуренции процессов свсрхпластичности и охрупчиваемости в околосолидусной области деформирования сталей и сплавов.
3. Анализ области абсолютно неустойчивых состояний жидкой фазы и твердо-жидких композиционных материалов на основе металлов и сплавов.
25
4. Анализ вкладов деформационно-индуцированных структурно-фазовых превращений в ускорение диффузионного массопереноса в наноструктурированных металлах и сплавах.
5. Оценка влияния сдвиговых напряжений на интенсивность диффузионного массопереноса в твердой фазе.
6. Разработка моделей пластического деформирования и разрушения наноструктурированных и аморфных материалов.
7. Разработка методов расчета диаграмм равновесных агрегатных состояний металлов и сплавов при растягивающих механических нагрузках.
8. Разработка моделей процесса формирования первичных очагов разрушения при пластическом деформировании и модели процесса формирования поверхности излома при усталостном разрушении металлов и сплавов.
9. Анализ критических состояний сплавов в области спинодального распада. Физическая интерпретация процессов хрупко-вязкого перехода, хладноломкости и отпускной хрупкости твердых растворов в металлах.
10. Исследование критических явлений при электрохимическом наводораживании и электролитической коррозии металлов.
АКТУАЛЬНОСТЬ РАБОТЫ
Физика фазовых превращений и физика прочности материалов являются важными и наиболее востребованными дисциплинами современного естествознания. Их достижения и методы используются в различных отраслях науки и техники. Па их основе базируется современное материаловедение, производство орудий труда, бытовых и ювелирных изделий и т.п.
Формулировка целей и постановка задач в диссертационной работе направлены на развитие методов исследования процессов, являющихся общим предметом изучения теории прочности твердых и теории фазовых превращений. Полученные результаты расширяют возможностей этих дисциплин и имеют важное научное и прикладное значение
НАУЧНАЯ НОВИЗНА
1. Проведен анализ нерешенных проблем, находящихся на стыке теории фазовых превращений и теории прочности.
2. Установлено, что пластическое деформирование и разрушение металлов индуцируют ряд структурно-фазовых превращений, связанных с изменениями агрегатного состояния вещества, распадом твердых растворов и критическими явлениями.
26
3. Построены модели и определены механизмы деформационно-индуцированных
структурно-фазовых превращений в металлах и сплавах.
4. Установлено, что существует широкий круг критических явлений, связанных со специфическими «закритическими» состояниями высокотемпературной фазы расслаивающихся твердых растворов. Определены области «закритичсских» состояний на диаграммах фазовых равновесий.
5. Показано, что на основе теории деформационно-индуцированных структурно-
фазовых превращений может быть построена корректная теория разрушения металлов и сплавов.
6. Определены механизмы аномально быстрого диффузионного массопереноса при
деформировании металлов.
ПРАКТИЧЕСКАЯ ЗНАЧИМОСТЬ
1. Предложенные в работе механизмы и модели пластического деформирования и разрушения жидко-твердых металлических систем могут быть использованы в различных-областях цветной и черной металлургии, обработки металлов давлением, в технологии изготовления и конструирования машин и механизмов, работающих при экстремально высоких температурах, для прогнозирования природных и техногенных катастроф, возникающих в условиях высокотемпературных воздействий.
2. Практическое использование моделей и механизмов ускоренного диффузионного массопереноса при механических воздействиях может значительно повысить эффективность применения методов химико-термической обработки металлов и расширить технологические возможности получения различных материалов.
3. Многоуровневая модель процессов пластического деформирования и разрушения нанокристаллических и аморфных материалов открывает практические возможности прогнозирования структурно-фазового состава и механические свойства этих материалов в различных условиях термомеханических воздействий.
4. Модели и механизмы процессов структурно-фазовых превращений и критических явлений, протекающих при зарождении и развитии первичных очагов разрушения в металлах, позволяют значительно расширить круг задач экспериментальных исследований в материаловедении.
5. Предложенные в работе модели вязко-хрупкого перехода, хладноломкости, околосолидусной хрупкости, отпускной хрупкости, красноломкости и водородной хрупкости твердых растворов позволяют глубже понять процессы и механизмы формирования
27
прочностных свойств металлов и сплавов и расширяют возможности использования этих явлений во многих отраслях науки и производства.
ЗАЩИЩАЕМЫЕ ПОЛОЖЕНИЯ
1. Модели и механизмы структурно-фазовых превращений и критических явлений при пластическом деформировании и разрушении конденсированных металлических систем, содержащих фрагменты жидких и твердых фаз.
2. Модели и механизмы аномально ускоренных процессов диффузионного массонереноса при механических воздействиях в средах со структурно-фазовыми превращениями.
3. Многоуровневая модель процессов пластического деформирования и разрушения нанокристалличсских и аморфных материалов.
4. Модели и механизмы струкгурно-фазовых превращений и критических явлений при зарождении и развитии очагов разрушения в пластически деформируемых твердофазных металлических системах.
5. Модели и механизмы процессов усталостного разрушения.
6. Модели и механизмы критических явлений в расслаивающихся твердых растворах.
7. Модели и механизмы вязко-хрупкого перехода, хладноломкости и отпускной хрупкости сталей и сплавов, а также и водородной хрупкости нанокристаллических систем, на основе железа при электрохимической коррозии.
ЛИЧНЫЙ ВКЛАД АВТОРА
заключается в формулировке проблем, постановке цели и задач исследования, в разработке моделей и механизмов исследуемых процессов, в разработке теоретических методов решения поставленных задач, в получении и интерпретации основных результатов, в формулировке основных выводов.
АПРОБАЦИЯ РАБОТЫ
• Всесоюзный симпозиум «Повышение износостойкости деталей машин обработкой концентрированными источниками энергии», Звенигород, 1985;
• Всесоюзная конф. «Современные методы исследования в металловедении», Устинов, 1985;
• 1, 2, 3, 4, 5 Российская уиивсрситетско-академическая научно-практическая конф., Ижевск, 1993,1995,1997,1999,2001;
28
• 14, 15 Междун. конф. «Физика прочности и пластичности материалов», Самара, 1995, Тольятти, 2003;
• 1, 2, 3 Междун. конф. «Микромеханизмы пластичности, разрушения и сопутствующих явлений», Тамбов, 1996, 2000, 2003;
• 11 зимняя школа по механике сплошных сред, Пермь, 1997;
• 4 Междунар. семинар «Структурные основы модификации материалов методами нетрадиционных технологий», Обнинск, 1997;
• Вссрос. конф. «Применение ядерно-физических методов в магнетизме и материаловедении», Ижевск, 1998;
• Intern. Confer, on Colloid Chemistry and Physical-Chemical Mechanics, Moskow, 1998;
• 14 Уральская школа металловедов-термиегов «Фундаментальные основы физического металловедения перспективных материалов», Ижевск, 1998;
• 33, 35, 36, 38 семинары, 44 конф. «Актуальные проблемы прочности», Новгород, 1997, Псков, 1999, Витебск (Беларусь), 2000, 2004; Вологда, 2005;
• 4, 5, 6 Мсжд. симпозиум «Современные проблемы прочности», Старая Русса, 2000, 2002, 2003;
• Intern. Sem. «Scaning probe microscopy», Nizhny Novgorod, 2001, 2002;
• Intem. Confer. Fundamental Bases of Mechanochemical Technologies, Novosibirsk, 2001;
• 6 Междун. школа-семинар «Эволюция дефектных структур в конденсированных средах. Компьютерное моделирование» Барнаул, 2002;
• 9 Междун. семинар «Дислокационная структура и механические свойства металлов и сплавов» Екатеринбург, 2002;
• Всерос. конф. «Дефекты структуры и прочность кристаллов», Черноголовка, 2002;
• Междун. зимняя школа по теоретической физике «Коуровка-2002», Кунгур, 2002;
• Russia-China Seminar “Fundamental problems and modem technologies of material science” Barnaul, 2002;
• Intem. Confer, on Mechanochemistry and Mechanical Alloying., Braunshweig (Germany), 2003;
• 27 Междун. конф. «Актуальные проблемы прочности», Калуга, 2004;
• 3 Междун. конф. «Фазовые превращения и прочность кристаллов», Черноголовка, 2004;
• 7 Всерос. конфер. «Физико-химия ультрадисперсных (нано-) систем», Ершово. Московская обл., 2005;
• 5 Междун. конф. по механохимии и механическому сплавлению “INCOME 2006”. Новосибирск, 2006;
• 1 Междун. конф. «Деформация и разрушение материалов». Москва, 2006.
29
• 2 Всерос. конф. по наноматериалам «НАНО-2007». 4 Рос.-Белорус. междун. семинар «Наноструктурные материалы-2007», Новосибирск. 2007;
• 4 Всерос. конф. «Необратимые процессы в природе и технике», Москва, 2007;
• 5 Междун. научная конф. «Прочность и разрушение материалов и конструкций». Оренбург, 2008;
• 1 междун. Междисциплинарный симпозиум «Физика низкоразмерных систем и поверхностей» Ростов-на-Дону, 2008;
• 11 Междун. конф. «Дислокационная структура и механические свойства металлов и сплавов», Екатеринбург, 2008;
• 5 Междун. междисциплинарный симпозиум "Прикладная синергетика в нанотехнологиях", 2008;
• 1, 2 Междун. междисциплинарный симпозиум «Плавление и кристаллизация металлов и оксидов», Ростов-на-Дону, 2007, 2009;
• 9, 10, 11, 12 Междуи. симпозиум «Фазовые превращения в минералах и сплавах (ОМА)», Ростов-на-Дону, 2006, 2007, 2008,2009;
ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ РАБОТЫ изложены в 82 публикациях.
СТРУКТУРА И ОБЪЕМ ДИССЕРТАЦИИ
Диссертация состоит из введения, 4-х глав, 3-х приложений на 8 стр., заключения и списка литературы из 500 наименований. Объем диссертации - 390 стр., включая 85 рис.
Во введении обсуждаются актуальность темы диссертации, цели и задачи работы. Обосновывается научная новизна, практическая значимость и защищаемые положения.
В первой главе обсуждаются проблемы исследования структурно-фазовых превращений и критических явлений при пластическом деформировании и разрушении композиционных материалов, состоящих из смесей жидких и твердых фаз.
На основе предложенных математических моделей дано подробное описание широкого круга явлений, протекающих в металлах и сплавах. Рассмотрены приложения для наноструктурированных металлов.
Во второй главе дан анализ проблем, решены задачи и построены математические модели процессов, связанных с деформационными а!регатными превращениями в металлических системах. Проводится сравнение с экспериментальными данными.
В третьей главе изучено критическое поведение расслаивающихся твердых растворов на основе металлов и сплавов. Дано математическое описание физико-механических свойств
30
таких систем в условиях интенсивною пластического деформирования и механического разрушения. Рассмотрен ряд практических приложений.
В четвертой главе рассмотрены проблемы описания процессов аномально быстрого диффузионного массопереноса в металлах и сплавах при интенсивном механическом воздействии. Изучена связь аномальной диффузии со структурно-фазовыми превращениями. Показано определяющее значение сдвиговых напряжений н механизме диффузионного массопереноса.
В приложении 1 приведены расчетные характеристики скоплений краевых дислокаций.
В приложении 2 дано описание используемых в работе псевдопотенциалов, характеризующих межатомные взаимодействия в металлах и сплавах.
В приложении 3 представлены методы расчета интегральных характеристик межатомного взаимодействия примеси в металлах и сплавах.
В заключении сформулированы основные результаты и выводы работы.
31
ГЛАВА 1. СТРУКТУРНО-ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ ПРИ ДЕФОРМИРОВАНИИ И РАЗРУШЕНИИ СМЕСЕЙ ТВЕРДЫХ И ЖИДКИХ ФАЗ
ВВЕДЕНИЕ
Процессы разрушения твердых тел начинаются .с зарождения первичных очагов разрушения, представляющих собой достаточно малые полости субмикронного размера. В дальнейшем под действием внешней механической нагрузки или иных физико-химических факторов эти полости вырастают, превращаясь в микротрещины. После этого разрушение твердого тела становится практически неизбежным, поскольку микротрещины значительно ослабляют сопротивляемость вещества к разрушению [44, 45].
Не все этапы описанного процесса разрушения эквивалентны по длительности и энергетическим затратам. Наиболее медленным из них является процесс зарождения первичного очага разрушения. В твердом теле он требует длительной подготовки структуры нредразрушения, характеризуемой определенной плотностью и локализацией дефектов кристаллической решетки. Это существенно отличает процесс разрушения твердого тела от процесса разрушения (кавитации) жидкой фазы [52, 87].
Из теории кавитации известно, что полости субмикронного размера достаточно легко возникают в жидкостях при растяжении из-за гетерогенного зарождения фрагментов паровой фазы [52, 86, 87]. Отсюда следует, что если в твердом теле по каким-либо причинам имеются локальные вкрапления жидкой фазы, то зарождение первичных очагов разрушения может быть в значительной степени облегчено из-за возможных процессов кавитации на поверхностях, ограничивающих жидкость в твердой фазе. На возможность эффектов такого рода указывают экспериментальные данные но наблюдаемым явлениям красноломкости и околосолидусной охрупчивасмости сталей и сплавов [103, 104, 133-144].
Присутствие фрагментов жидкой фазы в структуре металлов и сплавов может быть обусловлено различными физико-механическими причинами. Равновесные гвердо-жидкие состояния существуют у всех сплавов в интервале температур между линиями солидуса и ликвидуса [101]. Квазиравновеспыс твердо-жидкие состояния возникают также в процессах контактного плавления на мсжкристанлитных и межфазных границах при механической обработке материала в области достато*гно высоких температур [102]. Это явление является достаточно распространенным, с него начинается плавление эвтсктик, образование твердожидких смесей при предплавильных температурах и т.п. Начало систематических
32
исследований контактного плавления было положено работами [145, 146]. Интерес к этим исследованиям возник в связи с тем, что при горячей обработке многофазных металлических сплавов неоднократно наблюдались явления межкристаллитной горячей хрупкости, которые связывались с особыми случаями внутреннего контактного плавления [146-158]. Как правило, температура охрупчивания металла оказывалась гораздо ниже температуры, принимаемой за начало плавления металла. Это привело к утвердившемуся представлению о том, что появление фрагментов жидкой фазы на межзеренных границах связано с присутствием поверхностно-активных примесей неосновных компонентов.
Действительно, большинство промышленных сталей и сплавов содержат определенное количество посторонних примсссй, которые сегрегируются на внутренних межкристаллитных и межфазных поверхностях [1, 61, 159]. Многие из этих материалов изготавливается и эксплуатируется в условиях интенсивных термомеханических воздействий, сочетающих нагрев до температур 1000°С и выше с высоким уровнем механических напряжений. Известно также, что атомы поверхностно-активных примсссй (например, сера, фосфор, азот, водород и т.н.), вступая во взаимодействие с атомами основного металла, образуют легкоплавкие эвтектики, которые содержатся в структуре сталей и сплавов в виде небольших включений на межфазных и межкристаллитных границах [1, 61]. Эти включения при гермомеханической обработке могут служить источниками зарождения локальных очагов плавления.
К примеру, сернистая эвтектика Рс+Рс8 в сталях располагается в виде тонких линзообразных фрагментов по границам поликристаллов феррита и имеет температуру плавления в равновесных условиях Тпг=9%Я?С [101]. В сталях, содержащих сернистые эвтектики, наблюдается явление красноломкости, состоящее в том, что, начиная с температур, лежащих в интервале Т >800°С и выше, сталь делается хрупкой и не поддается горячей обработке давлением.
Появление очагов локального плавления может быть вызвано растягивающей механической нагрузкой. Действительно, при растяжении материала гидростатическая часть тензора напряжений & играет роль отрицательного давления
/>—М. (и)
Тогда из уравнения Клапейрона-Клаузиуса
*шш., (1.2)
dp д
где АУ>0— изменение объема при плавлении, #>0 — теплота плавления, следует, что температура плавления сплава может падать с уменьшением давления при растяжении.
33
Этот эффект имеет многочисленные экспериментальные подтверждения и объясняет, почему нижняя граница интервала красноломкости в сталях находится вблизи 800°С, хотя температура плавления сернистой эвтектики примерно на 200°С оказывается выше этого значения.
Таким образом, наличие легкоплавких инородных включений и эффект понижения температуры плавления при деформации растяжением могут приводить к зарождению очагов локального плавления во многих сталях и сплавах.
В частности, в работах [103-104], отмечается, иго околосолидусная хрупкость сталей связана с начальной стадией оплавления межзеренньтх границ, протекающей при температурах, близких к 0ЭТм. В работе [103] было показано, что при этих температурах, у многих сталей возникают резкие провалы прочностных свойств со значений стд«107 Па до о&яв106Па, где <уц -разрушающее напряжение (предел прочности). В работе [104] на изломах стали ШХ15, подвергнутой закалке с 7»1310°С, обнаружены трубчатые поры в стыках зерен. Наличие таких пор является прямым экспериментальным доказательством существования жидкой фазы на стыках границ зерен при околосолидусных температурах. При этом объемная доля жидкой фазы не превышала 1%. Показано также, что оплавление границ зерен в стали ШХ15 происходит при температуре на 140° ниже Тм и это связано со значительной адсорбцией вредных примесей серы и фосфора. Температура вязко-хрупкого перехода Тв/х зависит от содержания примесей (мас.%) следующим образом
Г„/,= (1479 - 169[С] - 547[Э] - 199[Р] - 8[Мп] -6[8Ш°С (1.3)
Эта формула находится в хорошем соответствии с численными расчетами влияния различных примесей на температуру плавления сталей, приведенными в монографии [95].
Сплавы, находящиеся в твердо-жидком состоянии даже при полном проплавлении межкристаллитных и межфазных границ могут сохранять свою форму и оказывать значительное сопротивление механическим нагрузкам.
На рис. 1.1 дано условное изображение поликристалличсского сплава с полностью оплавленными границами. Светлые окружности представляют собой отдельные поликристаллиты, заштрихованные области показывают расположение межкристаллитной жидкой фазы. Характерные для такой структуры локальные фрагменты материала показаны на рис. 1.2 и 1.3. На них твердая фаза изображена в виде слоев, отмеченных наклонной штриховкой, жидкая фаза показана горизонтальной пунктирной штриховкой.
Рис. 1.1. Схематичное изображение поликристалла кристалла с оплавленными границами.
34
////77///'
tF
IZZZZgZZZZZZZl
V////}f/>//TA
V///////У///л
F
a)
6)
в)
Рис. 1.2. Поведение локальных фрагментов структуры металла в твердо-жидком состоянии при деформировании растяжением.
Из рис. 1.2а видно, что если попытаться оторвать друг от друга соседние слои твердой фазы, прикладывая усилия У*1 направленные перпендикулярно плоскости этих слоев, это приведет к растяжению жидкой фазы в объеме материала. На внешних (торцевых) границах жидкой фазы возникнет кривизна за счет затягивания жидкости в промежутки между твердыми пластинами. С радиусом кривизны К связана величина капиллярного давления в жидкой фазе
R
(1.4)
Здесь у свободная энергия единицы площади поверхности. Поскольку расплавы всегда хорошо смачивают сосуществующую с ними твердую фазу, капиллярное давление может оказывать значительное сопротивление попыткам разъединения твердофазных пластин.
К примеру, в сталях /«2Дж/м2. Отсюда находим, что при /?<10”8м величина |/?|>2-108 Па. Это значение намного превышает предел текучести сталей при
предплавильных температурах (<7Г«107 Па) и, следовательно, пластическая деформация твердофазных поликристаллитов начнется намного раньше, чем разорвется жидкая фаза. Па рис.2б, пластическая деформация показана в виде утолщения пластин твердой фазы (более подробный анализ возможности пластического деформирования металлов под действием капиллярного давления жидкости рассмотрен в следующем пункте).
С другой стороны, при R> 10Л\1 величина |р| <>2-10° Па. В этом случае капиллярные
силы уже не смогут оказывать существенного сопротивления изменению формы материала, и разрушение будет происходить за счет утолщения жидкого слоя при перетоке жидкой фазы с внешней поверхности вглубь материала (рис. 1.2в).
35
Р
Б
б)
Рис. 1.3. Поведение локальных фрагментов структуры металла, находящегося в твердо-жидком состоянии при деформировании сдвигом.
Аналогичный результат можно получить, если рассмотреть возможность сдвига слоев твердой фазы относительно друг друга. На рис. 1.3а показан сдвиг абсолютно плоских слоев вдоль жидкофазных прослоек. В этом случае жидкость практически не оказывает сопротивления сдвигу, и материал становится сверх пластичным. Однако реальные слои жидкости, расположенной на границах поликристаллов, никогда не бывают плоскими и обладают достаточно сложной геометрией (рис. 1.36). В этом случае любой сдвиг, фрагментов твердой фазы неизбежно приводит к увеличению объема жидкой фазы и возникновению капиллярного давления, препятствующего сдвигу. При этом также нельзя исключить возможность пластического деформирования твердой фазы в местах, прилегающих к изломам жидких слоев. В схеме, показанной на рис. 1.1 сдвиговая деформация приводит к тому, что шары-иоликристаллиты слоя У?, надвигаясь на шары слоя Ау будут вызывать растяжение жидкой прослойки, а капиллярные силы, возникающие на внешней границе, будут препятствовать проскальзыванию слоев и изменению формы материала.
Из сказанного можно сделать следующие выводы. Во-первых, присутствие жидкой фазы, как правило, удерживает иоликристаллиты вместе за счет эффектов смачивания и может оказывать значительное сопротивление изменению формы материала. Во-вторых, процессы разрушения твердо-жидких сплавов при /У<10”8м могут начинаться с пластического деформирования твердофазных составляющих материала, а не с разрушения жидкой фазы.
Цель этой главы состоит в анализе возможных механизмов разрушения и пластического деформирования твердых тел, содержащих локальные вкрапления жидкой фазы.
36
1.1. ПРОЧНОСТНЫЕ СВОЙСТВА РАСПЛАВА, ЛОКАЛИЗОВАННОГО В ТВЕРДОФАЗНОЙ МАТРИЦЕ
1.1.1. Предел прочности жидкой фазы на разрыв
Механизмы пластического деформирования и разрушения твердо-жидкого
композиционного материала в значительной степени определяется соотношениями прочностных характеристик твердой и жидкой фаз. В этой связи актуальным становится вопрос о сравнении прочностных свойств металлического расплава, локализованного в твердофазной матрице с прочностными свойствами самой матрицы.
Экспериментальные измерения прочностных свойств жидких сред обычно проводятся в опытах на разрыв столбиков жидкости, заключенных в капилляры определенного размера (рис. 1.4).
Б „
Рис. 1.4. Схема измерения прочностных свойств жидкой фазы.
Рис. 1.5. Схема эксперимента, позволяющего сравнит прочностные свойства твердой и жидкой фаз. а, б -пояснения тексте.
Основной характеристикой прочности жидкости в этом случае является минимальное напряжение, необходимое для разрыва столбика ов,1 [52, 54]. Эту величину называют пределом прочности жидкой фазы. На практике она существенно зависит от материала капилляра, чистоты и дефектности его поверхности, температуры нагрева жидкости и мног их других параметров, определяющих условия опыта. К примеру, в 1911г. Д. Майером были проведены измерения прочности на разрыв жидкой ртути, заключенной без зазоров в запаянную стеклянную трубку. Разрыв столбика ртути осуществлялся путем охлаждения системы до достаточно низких температур с учетом различий в коэффициентах теплового расширения стекла и ртути.
37
Отметим, что на стенках трубки могли быть микроскопические царапины, каверны и сколы. К тому же известно, что ртуть плохо смачивает стекло. Все это в совокупности могло сказаться на результатах измерений. В итоге было обнаружено, что напряжение, необходимое для разрыва столбика ртути оказалось значительно меньше значения теоретического предела прочности ртути. На это обстоятельство было указано Я.И. Френкелем при его интерпретации результатов опыта Д. Майера [52].
Из сказанного следует, что точное измерение реальных прочностных свойств твердой и жидкой фаз металла, обусловленных только их внутренними межатомными взаимодействиями, можно провести лишь в условиях полного исключения влияния любых явлений связанных с внешней поверхностью, на свойства исследуемых фаз. Очевидно, что создать такие условия на практике невозможно, поскольку при обработке любого материала удалить все дефекты с его поверхности нельзя принципе. К тому же, внешняя поверхность тела сама по себе является планарным дефектом материала и существенно изменяет его прочностные свойства.
Тем не менее, желаемый результат можно получить в условиях мысленно поставленного опыта по идеальной схеме, показанной на рис. 1.5. Одной из отличительных особенностей условий этого опыта от опыта Д.Майсра является полное исключение влияния внешней поверхности и деформируемой твердой фазы на прочностные свойства жидкой фазы.
В схеме 1.5 механическое усилие і7 растягивает одновременно жидкую (пунктирная штриховка) и твердую (наклонная штриховка) фазы одного и того же металла. Фазы разделены подвижными поршнями (вертикальная штриховка) и заключены в прочную трубку (горизонтальная штриховка). Считается, что в условиях проведения опыта трубка и поршень не деформируются, т.е. являются абсолютно жесткими. Предполагается, что жидкая фаза является поверхностно-активной для материала трубки и поршней и хорошо их смачивает, причем в процессе растяжения между ними сохраняется идеальный контакт. Температуры обеих фаз различны и фиксированы вблизи солидуса. Твердофазный образец полностью изолирован от жидкой фазы и хорошо закреплен с другой стороны поршня так, что в условиях опыта не может быть от него оторван. Поскольку растягивающие напряжения в обеих фазах одинаковы, очевидно, что в первую очередь будет разорван тот образец, который имеет меньшее значение предела прочности мри растяжении.
Напряжения ов, обеспечивающие разрушение сталей и сплавов в твердом состоянии хорошо известны для различных условий нагружения [159]. Таким образом, для решения поставленной задачи необходимо оценить напряжение на разрыв жидкой фазы ав.і, соответствующее условиям совместного деформирования обоих образцов.
38
Для примера рассмотрим результаты высокотемпературных испытаний на растяжение стали ШХ15 и сплава Ре-3%81 , содержащих в небольшом количестве примеси серы и фосфора [103, 104]. Вблизи температуры солидуса (Т~0.9Тт) жидкая фаза располагается по межкристаллитным границам и находится в равновесии с ГЦК и ОЦК фазами твердого
раствора соответственно. При скорости пластического деформирования £»Ю-2 с'1 и выбранной температуре испытаний пластичность образцов (относительное удлинение до разрушения) составляет примерно 90%, а предел прочности а и 107 Па [103, 104]. Это означает, что при заданной скорости пластического деформирования на разрушение образцов нужно затратить около 4 «90 с. Оценим время, необходимое для разрушения столбика расплава (рис. 1.5а) при тех же условиях нагружения.
Известно, что процесс разрушения (кавитации) жидкой фазы является процессом внутреннего испарения жидкости с образованием пузырьков пара [52, 54]. В такой трактовке его можно интерпретировать как фазовый переход первого рода, который всегда начинается с образования зародыша парообразной фазы критического размера (рис. 1.56). В дальнейшем этот зародыш превращается в макроскопический пузырек пара в результате процессов роста. Когда пузырек вырастает до размеров, равных диаметру столбика жидкости происходит разрушение жидкой фазы (рис. 1.4).
Поскольку фазовый переход жидкость—»пар является кинетическим процессом, наиболее точно прочность жидкой фазы можно охарактеризовать временем, которое понадобится, для ее разрушения. Полное время разрушения жидкости Г/ складывается из промежутка времени гс, необходимого для появления первого зародыша критического размера, и времени т8 в течение которого зародыш вырастет до размеров диаметра трубки. В случае если т, окажется меньше 4, прочность на разрыв жидкой фазы будет меньше прочности твердой фазы и, наоборот, при 4 < г, прочность жидкости превышает прочность твердой фазы.
Для того чтобы найти время тс необходимо решить задачу кинетики зародышеобразования [52, 86, 87]. Искомой величиной в ней является поток критических зародышей новой фазы J. Физический смысл потока J состоит в том, что он задаст количество критических зародышей новой фазы, возникающих в единице объема старой фазы за единицу времени [86, 87]:
Здесь V— частота тепловых колебаний в жидкой фазе, .V— количество атомов, на которых может образоваться зародыш, и — энергия активации процесса роста зародыша,
(1.5)