3.10 Структурные механизмы больших пластических деформаций

Добавил:

ivanov666 Опубликованный материал нарушает ваши авторские права? Сообщите нам.

Вуз:

Башкирский Государственный Аграрный Университет

Предмет:

Файл:

Основы эргодинамики и синергетики деформируемых тел. Ч.I. Основы физической механики деформируемых тел (состояние проблемы). Монография.pdf

Скачиваний:

Добавлен:

07.09.2026

Размер:

1 Мб

Скачать

☆

<<< < Предыдущая 1 2 3 4 5 6 7 8 910 / 1610 11 12 13 14 15 16 > Следующая >>>

Не останавливаясь подробно на описании механизма Франка-Рида, отме-

( )

τττ

−=

∗

τττ

−=

∗

ερρρ

′

3180 ,, ÷≈

тим, что основным условием его действия является существование точек закрепления дислокаций, расположенных в плоскости скольжения. Закрепление их может происходить различными путями. Так, движущаяся дислокация может быть пересечена дислокацией, перемещающейся в другой плоскости скольжения. В месте пересечения образуется неподвижный или малоподвижный узел.

Препятствием движению дислокаций могут быть также инородные включения и другие дефекты кристаллического строения. В точках встречи с препятствиями дислокация тормозится. В результате участок дислокации, закрепленный препятствиями, становится источником Франка-Рида.

Другой механизм образования дислокаций в кристалле во время пластической деформации связан с возрастанием концентрации напряжений около дефектов.

Для образования в уже сформировавшемся совершенном кристалле дислокации необходимо затратить очень большую энергию и сдвигающее напряжение, равное теоретической прочности на сдвиг

. Концентрация же напря-

∗

жений

, иначе говоря, накопление энергии деформации около некоторых

дефектов (в частности, около трещинок субмикроскопических размеров), достигает очень большой величины. Очевидно, что в этих местах создаются благоприятные условия зарождения дислокации, так как потребное сдвигающее

напряжение в этом случае существенно уменьшается (

Если же избыточной энергии, накопленной в кристалле в результате концентрации напряжений у дефектов, окажется недостаточно, то недостающая часть энергии для образования дислокации привлекается за счет флуктуации тепловой энергии. При этом вероятность такой флуктуации тем выше, чем

меньше разница

. В данном случае в объеме кристалла, в котором

имеет место концентрация напряжений, суммарная величина упругой и тепловой энергии может оказаться достаточной для образования дислокации.

Как уже отмечалось, с ростом пластической деформации необратимо увеличивается плотность дислокаций. В основном, это увеличение плотности дислокаций на первой (начальной) стадии пластической деформации подчиняется закономерности

, (3.52)

где эффициент размножения дислокаций;

– показатель степени (

– исходная плотность дислокаций (до деформирования);

– степень пластической деформации;

В формулах (3.51) и (3.52) заключается физический смысл деформационного упрочнения кристаллов. Анализ этих формул показывает, что с развитием пластической деформации плотность дислокаций возрастает, что неизбежно влечет за собой необходимость повышения деформирующих напряжений.

– ко-

В соответствии с изложенным в теории дислокаций, намечен второй

u В=

τα

наиболее перспективный путь упрочнения кристаллических материалов, связанный с увеличением плотности дефектов кристаллического строения (рис. 3.8). На этом принципе основано большинство современных методов упрочнения металлов: механическая (МО), термическая (ТО), термомеханическая (ТМО) и другие виды обработки, а также легирование металлов. Сущность этих методов обработки заключается в комбинированном их влиянии на дислокационную структуру, обеспечивая высокую их плотность и малоподвижность.

Рис. 3.8 Зависимость сопротивления деформации от количества дефектов

кристаллического строения: а – количество дефектов в современных металлах

и сплавах; в – практически реализуемая прочность

Заканчивая рассмотрение вопроса о физической природе деформационного упрочнения кристаллов, следует отметить, что в теории дислокаций определяющее влияние на упрочнение отводится дислокациям и слабо учитывается роль других дефектов (особенно вакансий). Хотя известно, что важным резервом упрочнения кристаллических материалов является их аморфизация (получение высокопрочных аморфных пленок), при этом существенной становится роль вакансий.

Следует иметь в виду, что в теории дислокаций, при рассмотрении различных дислокационных моделей упрочнения кристалла, устанавливается однозначная взаимная связь между внутренними напряжениями

скрытой (запасенной) энергии

[103]

и плотностью

, (3.53)

где

– параметр, зависящий от упругих свойств кристалла, типа дисло-

кационных скоплений и механизма их взаимодействия (см. гл. 4). Это обстоя-

тельство открывает широкие возможности в деле дальнейшего развития теории

дислокационного упрочнения реальных кристаллических материалов (см. п. 3.10).

Существенное влияние на повышение сопротивления пластическим деформациям оказывают границы зерен и блоков, которые являются непроницаемыми для дислокаций, и их наличие в материале приводит к сильному упрочнению. Этим объясняется тот факт, что поликристаллический материал обычно показывает более высокую прочность (в частности, предел текучести), чем монокристалл. Для поликристаллов, как правило, наблюдается увеличение предела текучести

с уменьшением размера зерна d

−

+= dk

σσ

1 2

, (3.54)

где

– предел текучести монокристалла;

– постоянная, зависящая от

температуры и скорости деформации.

Увеличение предела текучести с уменьшением размера зерен (и блоков) связано с резким увеличением протяженности их границ и, следовательно, плотности скрытой (запасенной) энергии поликристаллического материала. Поэтому соотношения (3.53) и (3.54) находятся в хорошем соответствии.

Таким образом, прочность и пластичность реальных кристаллических материалов являются структурно-чувствительными свойствами, и при прочих равных условиях полностью определяются числом, типом и пространственным расположением дефектов кристаллического строения, интегральной характеристикой которых является плотность скрытой

(запасенной) энергии, а также

степень неоднородности ее распределения по объему.

3.10 Структурные механизмы больших пластических деформаций

Долгое время физика прочности и пластичности развивалась как теория индивидуальных дислокаций. На этом пути удалось непротиворечиво связать между собой и количественно описать почти все экспериментально наблюдаемые факты, характерные для начальной стадии пластической деформации и предварительно хорошо отожженных кристаллов. Это вселяло уверенность в большие потенциальные возможности теории дислокаций. Предполагалось, что, двигаясь по прежнему пути, можно будет, в конце концов, разобраться во всех закономерностях пластической деформации и при любых, сколь угодно больших ее значениях.

Однако постепенно становилась понятна малая эффективность теории, когда она вторгалась в область развитой пластической деформации, соответствующей III участку кривой деформационного упрочнения кристалла. Трудности эти носят принципиальный характер и могут быть устранены лишь при переходе на следующий методологический уровень рассмотрения проблемы

[112–118].

Суть этой проблемы заключается в следующем. С увеличением степени

∗

ρρ

−

≈ см

−

≈ см

2010 ,, ÷

≈

10,

≅

∆

смD

160

пластической деформации нарастает плотность дислокаций, уменьшаются расстояния между ними. При определенной плотности дислокаций (

) дви-

жение единичной дислокации уже нельзя рассматривать независимо от движения ее ближайшего окружения, поскольку оно происходит согласовано с ним. При этом приходится иметь дело с ансамблем сильно взаимодействующих дислокаций, для которых существенными становятся кооперативные эффекты.

Современные представления о физике и микромеханизмах больших (развитых) пластических деформаций достаточно обстоятельно изложены в работах [112–118], наиболее кратко и информативно – в работе В.В. Рыбина [112]. Обобщая многочисленный экспериментальный материал в этой области, в [112] выделено три качественно разных этапа, через которые обязательно проходит эволюция дислокационных структур на разных стадиях пластической деформации вне зависимости от типа кристаллической решетки.

1. Увеличение количества однородно распределенных в кристалле дис-

локаций, плотность которых на этом этапе меняется от исходных значений

до значений

2. Развитие на фоне однородно ориентированного кристалла локальных

возмущений дислокационной плотности в виде жгутов, клубков, скоплений, кос, кластеров, сложных мунтиполей и т.д. Подобные неоднородности образуются при взаимодействии десятков и сотен дислокационных линий. Плотность

дислокаций на втором этапе изменяется в диапазоне 10

3. Формирование слабо разориентированной ячеистой структуры. При

деформациях

первоначально однородно ориентированный кристалл

разбивается на множество слабо разориентированных на углы

÷ 1010 см–2.

микро-

областей (ячеек), разделенных несовершенными дислокационными границами. Средняя по объему плотность дислокаций в ячеистой структуре очень высока и составляет примерно 10

11 см–2

, плотность дислокаций в границах ячеек в несколько раз больше. Но главную принципиальную особенность третьего этапа, качественно отличающих его от первых двух, является появление разориентированных кристаллических микрообластей. Именно эта особенность усиливается и начинает доминировать при дальнейшем увеличении степени пластической деформации и означает переход кристалла на стадию развитой пластической деформации.

Основными параметрами, характеризующими «регулярные» ячеистые

структуры, являются: функция распределения ячеек по размерам

; наибо-

лее вероятный и средний размер седних ячеек; средняя ширина стенок нице ячеек

; средняя плотность дислокаций в объеме кристалла. На рис. 3.9

ячеек; средний угол разориентировки Θсо-

; средняя плотность дислокаций в гра-

показано, как изменяются эти параметры с увеличением степени пластической деформации

ля со средним размером зерна

на примере анализа структуры электролитически чистого нике-

, деформируемого в условиях одноос-

ного растяжения при комнатной температуре со скоростью

132

1010

−−−

÷=



( )

060,

смd

,41

≅

( )

мкм 6,05,0 ÷

≅∆

20,

( )

мкм ,

ср

d20≅

( )

4030 ,, −

54 ÷

мкм ,50≅∆

060,=

мкм 05,0

≅∆

311,

( )

11110

102,1102

−

⋅⋅

см

гр

30,<

2010 ,, −≤

5020 ,, −

( )

300 ,

≤≤

30,

( )

ρρ

, , ,/

гр

nn ∆∆

[112].

При малых деформациях

ячейки неоднородны по размеру, но

средний их размер составляет

. Границы ячеек широкие

и составлены из хаотически переплетенных дислокаций, рас-

210

пределенных в них с плотностью

102−⋅= мс

. Заметна преимущественная направленность в расположении субграниц. Угол разориентировки соседних ячеек не превышает

. С этой точностью деформированный кристалл, имеющий ячеистую структуру, однороден по кристаллографической ориентации. Ячейки распределены вполне беспорядочно и даже на больших расстояниях в десятки микрометров развернуты одна относительно другой на те же малые уг-

лы

Увеличение

20,≤

приводит к закономерным изменениям параметров ячеи-

стой структуры. Распределение ячеек по размерам сужается (см. рис. 3.9, а), а сами ячейки измельчаются (см. рис. 3.9, б). Наиболее вероятный и средний размер ячеек асимптотически приближается к

. Однако темп из-

мельчения носит затухающий характер. Наиболее резкое измельчение происходит на начальных этапах деформации

, при этом d меняется в

раз. Дальнейшая деформация практически не изменяет d.

Толщина субграниц при этом уменьшается от

при

до

при

(см. рис. 3.9, г). Наиболее интенсивно

. Плотность дислокаций увеличивается

растет при

, после чего плотность дислокаций в субграницах увеличивается слабо.

Средняя по объему плотность дислокаций

ведет себя аналогично

(см. рис. 3.9, г). Угол разориентировок соседних ячеек остается чрезвычайно

малым – значений

. Однако разориентировки некоторых ячеек достигают

Рассмотренные результаты позволяют выделить (в ГЦК металлах) два

качественно отличных один от другого интервала деформирования [112]. В первом из них

сивным изменением дислокационной структуры. Во втором (

пластическая деформация сопровождается интен-

) пластиче-

ская деформация почти не проявляется в обычных дислокационных структурах

. Последняя как бы «замораживается» и перестает принимать

участие в пластической деформации. Более того, имеется ряд экспериментальных данных, который показывает, что при очень больших

плотность дислокаций начинает уменьшаться и может достигать типичных для исходных недеформированных состояний.

Для развитой стадии пластической деформации макроскопическое формоизменение образца коррелирует совсем с другими структурными изменениями: в кристалле, охваченном ячеистой структурой, появляются крупномас-

штабные по сравнению с d неоднородности кристаллической ориентации, свя-

≥

( )

∆

гр

занные с образованием границ качественно нового типа. Эти границы, располагаясь вдоль ранее сформированных субграниц, вызывают разориентировку

прилегающих областей на углы

. Наиболее существенной их особенностью является то, что они обрываются внутри ячеистой структуры. С увеличением

плотность оборванных границ растет, увеличивается поверхность гра-

ниц, приходящаяся на единицу объема, появляются границы, вызывающие значительные

разориентировки.

108 −≅

Рис. 3.9 Зависимость плотностей вероятностей П.В. распределения ячеек по

площади (а), среднего размера ячеек

(в), плотности дислокаций в субграницах

(б), средней толщины субграницы

и в среднем по объему ρ (г)

основных характеристик ячеистой структуры поликристаллического никеля от

степени пластической деформации

[112]

Необходимо отметить, что формирование ячеистой структуры и появление

оборванных границ начинается в непосредственной близости от большеугловых границ зерен, являющихся мощными генераторами решеточных дислокаций.

Таким образом, на стадии развитой пластической деформации коллек-

тивные (кооперативные) моды эволюции дислокационного ансамбля вызывают в кристаллах не только трансляционный сдвиг, но и пластические развороты. Поэтому можно сказать, что на стадии развитой пластической деформации коллективные эффекты эволюции ансамблей сильновзаимодействующих дислокаций вызывают ротационные моды пластичности, носителями которых являются частичные дисклинации [118]. Направленное, непрерывно происходя-

щее в процессе пластической деформации движение частичных дисклинаций

2010 ,, −

мкм ,20≅

211

−

см

приводит к фрагментации кристалла, т.е. к разбиению его на микрообласти, разориентированные на углы порядка нескольких градусов. Чем больше степень деформации, тем меньше становятся фрагменты, тем больше они вытягиваются вдоль оси макродеформации, тем сильнее они разворачиваются друг относительно друга.

Фрагментация является, таким образом, доминирующей модой эволюции

дефектной структуры на стадии развитой пластической деформации. Процесс фрагментации металлов идет на фоне стабилизировавшейся ячеистой структу-

ры, которая характеризуется разориентировками порядка размером ячеек

локаций

и очень высокой средней по объему плотностью дис-

. На стадии развитой пластической деформации границы

, средним

фрагментов служат местами локализации не только пластических поворотов решетки, но и мощных пластических сдвигов.

Переход к ротационным модам пластичности и возникновение в кри-

сталле фрагментированной структуры можно рассматривать в духе общих представлений Пригожина-Гленсдорфа о формировании «диссипативных» структур в материалах, испытывающих на себе интенсивные внешние воздействия [119]; при этом собираются застрявшие дислокации, а как самостоятельные участники процесса пластической деформации.

В рамках чисто синергетического подхода [1] возникновение частичных

дисклинаций и фрагментации структуры можно рассматривать как процесс самоорганизации ансамблей сильно взаимодействующих дислокаций.

Пластическую деформацию кристалла с участием ротационных мод мож-

но рассматривать как вихревое движение турболизированной системы с большим числом Рейнольдса [120]. Поэтому развитую пластическую деформацию можно рассматривать как гидродинамическое течение весьма вязкой жидкости.

Раздробление и фрагментация структуры при развитой пластической де-

формации приводит также к аморфизации структуры [116], поэтому предельно деформированный материал (даже однокомпонентный) можно рассматривать как двухфазную структурированную систему дисперсионных частиц, в которой мельчайшие кристаллы, как дисперсные фазы, статистически равномерно распределены в дисперсионной среде – аморфной фазе, являющейся своеобразной цементирующей прослойкой между дисперсной фазой – кристалликами.

В этих условиях для описания закономерностей большой (развитой) пла-

стической деформации могут быть успешно применены методы физикохимической механики материалов [120] и реологические уравнения состояния

[121].

≅l

≅t

3.11 Предельная пластическая деформация и разрушение кристаллического материала

На макроскопическом уровне разрушение твердого тела представляют как процесс образования и распространения через сечение образца магистральной трещины [115], при этом последняя, как правило, не является монотрещиной, а представляет собой сложное образование, возникающее при слиянии множества более мелких (микро- и мезотрещин). Применительно к условиям активной пластической деформации выделены и описаны четыре основных типа трещин: скол, квазискол, расслоение и поры [112]. Соответственно различают четыре механизма образования магистральной трещины: 1) слияние трещин скола (разрушение сколом); 2) слияние трещин квазискола (разрушение квазисколом); 3) слияние трещин расслоения (разрушение расслоением); 4) слияние пор (разрушение по механизму роста и слияния пор).

Не останавливаясь на экспериментальных методах изучения микромеха-

низмов разрушения кристаллов, следует отметить следующие главные их результаты [112]: 1) образованию микротрещин обычно предшествует локальная пластическая деформация, в десятки и сотни раз превосходящая в данном месте среднюю по сечению; 2) микротрещины, даже в очень пластичных металлах (ГЦК), возникают взрывоподобно – хрупко; 3) размеры зародышевых микротрещин намного превосходят атомные и составляют 0,05

0,1 мкм и возникают в

микрообъемах задолго до момента макроскопического разрушения образца. Поскольку устойчивой в условиях развитой пластической деформации является фрагментированная структура, то можно заключить, что очаги разрушения образуются именно в ней. Можно предположить, что по мере деформации в фрагментированной структуре возникают локальные участки, не способные к дальнейшей эволюции, исчерпавшие возможности аккомодационной подстройки. Иными словами, очаги разрушения – зародышевые микротрещины – образуются на поздних этапах эволюции фрагментированной структуры в участках с критической фрагментированной структурой. Кристаллографический анализ экспериментальных данных показывает, что такими критическими участками являются стыки фрагментов, где возникают зародышевые микротрещины и на начальных этапах своего развития распространяются вдоль их границ. Часто зародышевые микротрещины образуют цепочки, располагаясь вдоль одной ножевой границы по несколько штук [112].

Как правило, зародышевые трещины имеют клиновидную форму длиной

нм и шириной тыльной части

нм. Микротрещины раскрываются

только вдоль тех границ деформационного происхождения, для которых

≥

Обращает на себя внимание удивительное обстоятельство: критическая структура представляет собой совокупность практически бездислокационных монокристаллов (фрагментов), разделенных совершенными большеугловыми границами деформационного происхождения. Первый признак специфичен

лишь для тугоплавких металлов, второй – обладает большой общностью и ха-

)exp(

TPTPTP

εερρ

−=

2140

105−⋅

мм

7200,

пор

εε

≤≤0

.0,1≅

пор

0170 ,,

≅

)(ttε=

рактерен для всех металлов. Микротрещины, образующиеся в критической фрагментированной

структуре, имеют различное происхождение. Их образование зависит от многих факторов, но, прежде всего, от плотности дислокаций внутри фрагментов и конкретных температурно-силовых условий деформирования. В большинстве случаев хрупко возникающие микротрещины превращаются в микропоры и, постепенно накапливаясь и увеличиваясь в размерах, объединяются. Однако существуют ситуации, когда они, не округляясь, продолжают хрупко раскрываться вдоль границ фрагменов. Их объединение между собой приводит к образованию более крупных трещин. Плотность зародышевых микротрещин, отнесенная к единице поверхности сечения образца

, зависит от относительной величины пластической

деформации

и хорошо описывается эмпирическим уравнением

, (3.55)

где

;

Простой закон (3.55) справедлив не для всего интервала деформаций (

). Этот экспериментальный факт свидетельствует о том, что крити-

ческая фрагментированная структура и зародышевые микротрещины возникают не сразу, а лишь после значительной пороговой деформации

Примерно в это же время для однородной фрагментированной структуры становятся типичными мощные ротационно-сдвиговые неустойчивости, вызывающие зарождение микротрещин. Следует обратить внимание на то обстоятельство, что

чительно меньше предельной (критической) деформации

кр

пор

0281

зна-

, при ко-

торой наступает микроразрушение. Это свидетельствует о кинетической природе процесса разрушения. На микроскопическом уровне оно представляет собой не критическое мгновенное событие, а процесс, развивающийся в пространстве и времени, параметрически зависящий от деформации

. Суть

этого процесса состоит в постепенном, экспоненциально нарастающем с увеличением

, возрастании концентрации микротрещин и их размеров до тех пор,

пока они не начнут объединяться в магистральную трещину. Выделяют несколько масштабных и структурных уровней разрушения реальных кристаллов [112]: 1) атом с разорванными связями; 2) система атомов с разорванными связями; 3) зародышевая субмикротрещина; 4) трещина, стабильная в поле внешних напряжений для кристалла в данном структурном состоянии; 5) ансамбль стабильных трещин; 6) стабильная вторичная трещина, образовавшаяся в ансамбле первичных; 7) трещина, неустойчивая в поле внешних напряжений в данном структурном состоянии; 8) ансамбль неустойчивых трещин.

100

В нагруженном крупномасштабном теле, как правило, существует не-

сколько ансамблей стабильных трещин, различающихся своими размерами и структурными признаками. Между ними имеет место сложноподчиненная иерархия, когда вторичные трещины образуются из слияния первичных, третичные – из вторичных и т.п. При этом характерные их размеры могут колебаться от микронов до километров [112]. Поэтому с кинетической точки зрения процесс разрушение твердого тела обычно разбивают на три стадии: зарождение микротрещины; рост ее до критических размеров; катастрофическое распространение трещины.

3.12 Дислокационные представления о разрушении

Дислокационная теория разрушения кристаллических материалов основана на идее А.В. Степанова о первичной и определяющей роли пластической деформации [122]. Конкретизация и детальная разработка этой точки зрения применительно к хрупкому разрушению началась с работ Зинера, Стро и Котрелла, предложивших ныне широко известные дислокационные модели зарождения трещины. Дислокационная теория разрушения учитывает влияние структуры материала как исходной, так и возникающей в ходе пластической деформации. Но она совершенно не учитывает кинетику процесса разрушения, трактуя его как критическое событие, и акцентирует внимание главным образом на анализе дислокационных конфигураций, обеспечивающих при данном сдвиговом напряжении силовые условия зарождения и распространения микротрещин. Конечная цель физики разрушения состоит в выявлении природы макроскопического феномена, заключающегося в разделении целого деформируемого образца на части. Определяющим признаком этого феномена является образование в нагруженном теле свободной поверхности раздела. При этом принципиальным является глобальный вопрос: «Что является элементарным актом разрушения?» [94]. Поскольку определяющий признак разрушения (образование свободной поверхности раздела) должен сохраняться и на самом глубоком (элементарном) уровне рассмотрения, то в качестве какого следует считать уровень образования мельчайшей зародышевой микротрещины [112]. Разрыв одной межатомной связи является при этом необходимым, но недостаточным условием такого события [79, 80]. На этом уровне следует рассматривать лишь коллективные, коррелированные разрывы достаточно большого количества межатомных связей, необходимого для формирования элементарного участка внутренней свободной поверхности раздела. При этом необходимо, чтобы зародилась не просто микротрещина, а стабильная во внешнем силовом поле достаточно большая трещина с размерами, порядка тысяч межатомных расстояний. Однако следует отметить, что столь протяженные трещины не могут образоваться в результате термической флуктуации.

<<< < Предыдущая 1 2 3 4 5 6 7 8 910 / 1610 11 12 13 14 15 16 > Следующая >>>

Соседние файлы в предмете [НЕСОРТИРОВАННОЕ]