WWW.DISSERS.RU

БЕСПЛАТНАЯ ЭЛЕКТРОННАЯ БИБЛИОТЕКА

   Добро пожаловать!


На правах рукописи

ВАСИЛЬЕВ ЛЕОНИД СЕРГЕЕВИЧ

СТРУКТУРНО-ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И КРИТИЧЕСКИЕ ЯВЛЕНИЯ ПРИ ИНТЕНСИВНОМ ПЛАСТИЧЕСКОМ ДЕФОРМИРОВАНИИ И РАЗРУШЕНИИ МЕТАЛЛОВ И СПЛАВОВ

Специальность 01.04.07 – Физика конденсированного состояния

АВТОРЕФЕРАТ

на соискание ученой степени доктора физико-математических наук

Ижевск – 2010

Работа выполнена в Физико-техническом институте УрО РАН, г. Ижевск

Официальные оппоненты: доктор физико-математических наук, профессор Кондратьев В.В., Институт физики металлов УрО РАН, г. Екатеринбург доктор физико-математических наук, профессор Козлов Э.В., Томский архитектурно-строительный университет, г. Томск доктор физико-математических наук, профессор Кащенко М.П.

Уральский государственный лесотехнический университет, г. Екатеринбург Ведущая организация Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, г. Томск

Защита состоится 12 марта 2010 г. в 1430 ч на заседании диссертационного совета Д 004.025.01 в Физико-техническом институте УрО РАН по адресу:

426000, г. Ижевск, ул. Кирова, д. 132.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Физико-технического института УрО РАН

Автореферат разослан «_____» ____________2010 г.

Ученый секретарь диссертационного совета Д 004.025.01 ФТИ УрО РАН доктор физико-математических наук Титоров Д.Б.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

АКТУАЛЬНОСТЬ. Теория структурно-фазовых превращений всегда была тесно связана с теорией прочности твердого тела и ее основной частью - теорией деформаций и разрушений. 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]. Известны случаи, когда при структурнофазовых 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 [1, 2].

Несмотря на близость предметов исследования, долгое время эти дисциплины развивались практически независимо друг от друга. В настоящее время физика фазовых превращений, представляет собой широко разветвленную науку об устойчивости и взаимных превращениях материальных тел, различающихся способами упорядочения атомной структуры. Ее достижения широко используются в различных областях физики, химии, биологии и т.п. Однако во многих случаях уровень абстракции используемых теоретических моделей (например, модель идеальной кристаллической решетки, игнорирование дефектной структуры кристаллических материалов и т.п.) до сих пор не соответствует сложности проблем, стоящих перед практическим материаловедением.

Аналогичные тенденции наблюдались и в развитии физики прочности. В первой половине XX века она представляла собой достаточно обособленный раздел физики твердого тела. Ее основу составляли методы, развитые в механике сплошной среды и термодинамике [3].

Большие успехи теории дефектов в раскрытии механизмов пластического деформирования и разрушения твердых тел и достижения, связанные с объяснением целого ряда структурных изменений в материалах при деформировании создавали впечатление об определенной самодостаточности методов физики прочности. Поэтому справедливость ее базовых моделей, базирующихся на теории дефектов, не подвергалась критическому анализу с позиций 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 [4]. С течением времени это привело к накоплению достаточно широкого круга противоречий и проблем, находящихся на стыке теории фазовых переходов и теории прочности.

Во второй половине XX века связи обеих теорий заметно укрепились.

Этому способствовало открытие процессов мартенситного превращения в сталях и сплавах, явлений сверхпластичности, динамической рекристаллизации, деформационного расслоения твердых растворов и динамического старения [1, 2]. К настоящему времени стало очевидно, 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.

Тем не менее, современное состояние теории фазовых превращений и теории прочности пока нельзя признать удовлетворительным. В первую очередь это касается проблем описания явлений связанных со структурнофазовыми превращениями в металлах и сплавах протекающими в условиях экстремальных механических воздействий. Такие условия обычно возникают в процессах интенсивного пластического деформирования, ударного нагружения или разрушения материалов.

Высокие механические нагрузки могут нарушать агрегатные равновесия в системе, переводя твердофазный материал в специфические «твердо-жидкие» (SL) состояния, представляющие собой смеси твердой и жидкой фаз. В современной теории прочности методы исследования таких систем развиты недостаточно. В ряде случаев процессы интенсивного деформирования генерируют в материалах неравновесные состояния, при которых структурнофазовые превращения протекают в критическом режиме. Однако в теории критических явлений эти проблемы практически не рассматриваются. В результате возникает необходимость в совместном рассмотрении ряда задач теории прочности и теории критических явлений.

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. На их основе базируется современное материаловедение, производство орудий труда, бытовых и ювелирных изделий и т.п. Процессы интенсивного пластического деформирования в настоящее время широко применяются в научных разработках и в производстве для синтеза новых материалов с неизвестными ранее структурой и фазовым составом. Все это делает актуальными исследования процессов структурно-фазовых превращений, протекающих в металлах и сплавах при экстремальных механических воздействиях.

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 массопереноса при структурно-фазовых превращениях и пластическом деформировании металлических систем.

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 сверхпластичности 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.

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.

НАУЧНАЯ НОВИЗНА.

1. Проведен анализ нерешенных проблем, находящихся на стыке теории фазовых превращений и критических явлений, теории прочности и теории диффузионного массопереноса.

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.

3. Построены модели и определены механизмы деформационноиндуцированных 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 «закритических» состояний на диаграммах фазовых состояний.

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 химикотермической 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 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 массопереноса при механических воздействиях в средах со структурнофазовыми превращениями.

3. Многоуровневая модель процессов пластического деформирования и разрушения нанокристаллических и аморфных материалов.

4. Модели и механизмы структурно-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. Результаты работы докладывались и обсуждались на следующих Российских и Международных конференциях и семинарах: Всесоюз. симп. «Повышение износостойкости деталей машин обработкой концентрированными источниками энергии», Звенигород, 1985;

Всесоюз. конф. «Современные методы исследования в металловедении», Устинов, 1985; 1, 2, 3, 4, 5 Рос. универ.-акад. науч.-практ. конф., Ижевск, 1993, 1995, 1997, 1999, 2001; 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 Междун. сем. «Структурные основы модификации материалов методами нетрадиционных технологий», Обнинск, 1997; Всерос. 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-термистов «Фундаментальные основы физического металловедения перспективных материалов», Ижевск, 1998; 33, 35, 36, 38 сем., 44 конф. «Актуальные проблемы прочности», Новгород, 1997, Псков, 1999, Витебск (Беларусь), 2000, 2004;

Вологда, 2005; 4, 5, 6 Междун. симп. «Современные проблемы прочности», Старая Русса, 2000, 2002, 2003; Intern. Sem. «Scaning probe microscopy», Nizhny Novgorod, 2001, 2002; Intern. Confer. Fundamental Bases of Mechanochemical Technologies, Novosibirsk, 2001; 6 Междун. школа-сем. «Эволюция дефектных структур в конденсированных средах. Компьютерное моделирование» Барнаул, 2002; 9 Междун. сем. «Дислокационная структура и механические свойства металлов и сплавов» Екатеринбург, 2002; Всерос. конф. «Дефекты структуры и прочность кристаллов», Черноголовка, 2002; Междун. зимняя школа по теорет.

физике «Коуровка-2002», Кунгур, 2002; Russia-China Seminar “Fundamental problems and modern technologies of material science” Barnaul, 2002; Intern.

Confer. on Mechanochemistry and Mechanical Alloying., Braunshweig (Germany), 2003; 27 Междун. конф. «Актуальные проблемы прочности», Калуга, 2004; Междун. конф. «Фазовые превращения и прочность кристаллов», Черноголовка, 2004; 7 Всерос. конф. «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; 2 Всерос. конф.

по наноматериалам «НАНО-2007», 4 Рос.-Белорус. междун. сем.

«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 симп. «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 симп.

"Прикладная синергетика в нанотехнологиях", 2008; 1, 2 Междун.

междисциплинарный симп. «Плавление и кристаллизация металлов и оксидов», Ростов-на-Дону, 2007, 2009; 9, 10, 11, 12 Междун. симп. «Фазовые превращения в минералах и сплавах», Ростов-на-Дону, 2006, 2007, 2008, 2009.

Исследования по тематике диссертационной работы проводились в рамках тем научно-исследовательских работ ФТИ УрО РАН: № госрег. 01.9.003587 «Структура и магнитные свойства неравновесных механоактивированных сплавов на основе железа с sp-элементами», № госрег.

01.9.90 002477 «Исследование процессов локальной адсорбции молекул на поверхности металлов при формировании функциональных ультратонких органических слоев», № госрег. 01.9.90 002472 «Исследование микроскопических механизмов и кинетики образования метастабильных фаз и нанокристаллических разупорядоченных структур на основе железа при механическом сплавлении», № госрег. 0120.0 603319 «Исследование процессов межфазных взаимодействий при формировании наноструктурных композиционных материалов», № госрег. 01.2. 003 05811 «Структура, фазовый состав, межфазные взаимодействия и физико-химические свойства наносистем на основе Fe и sp-элементов при деформационных и термических воздействиях»; по грантам РФФИ 03-03-32081, 04-03-96023, 07-03-96006, 0703-960011, по программам Президиума РАН 2004-2005 гг., 2006-2007 гг., 2009-2011 гг.

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, анализируются нерешенные общие проблемы теории фазовых превращений и теории прочности. Формулируются цели и задачи работы. Обосновывается научная новизна, практическая значимость и защищаемые положения. К нерешенным общим проблемам проблемы теории фазовых превращений и теории прочности отнесено следующее.

1. Проблема агрегатного состояния вещества в объеме дефектов сплошности. При исследовании процессов зарождения и роста различных дефектов сплошности (пор, микротрещин и т.п.) в химически чистых металлах в теории прочности предполагается, что их внутренний объем пуст. С точки зрения физики фазовых превращений предположения такого рода некорректны.

Чтобы убедиться в этом, достаточно проанализировать диаграмму агрегатных состояний любого химически чистого вещества (рис. 1б). 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 паром или расплавом, а в тройной точке Т3 с обеими фазами одновременно. К примеру, если в твердом теле имеется сферическая пора (рис. 1а), она должна быть заполнена либо паром (1), либо жидким расплавом (2). Если объем этих пор увеличить путем механического воздействия (случаи 1’, 2’), количества жидкой и газообразной фаз также увеличатся. Отсюда следует, что разрушение твердого тела неразрывно связано со структурно-фазовыми превращениями на множестве агрегатных состояний вещества.

В случае 1’ оно сопровождаются испарением твердой фазы в пору, а в случае 2’ при разрушении происходит плавление (аморфизация) материала вокруг поры. Такие же явления должны протекать и в том случае, когда поры зарождаются во время действия Рис. 1. Формирование структурно - фазовых состояний внешней силы.

конденсированной среды под действием внешней механической нагрузки: а) связь роста дефектов Главный вывод из сплошности с изменениями агрегатного состояния среды;

сказанного состоит в том, что б) диаграмма равновесных агрегатных фазовых термодинамические условия состояний материала в области сжимающих нагрузок; 1, зарождения очагов 1’ – поры, заполненные газовой фазой; 2, 2’ - то же, локального плавления и жидкой; Т3 – тройная точка равновесия фаз твердой Sol, сублимации в твердом теле жидкой L и газообразной Gas; Тс – критическое значение температуры.

полностью совпадают 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.

Тем не менее агрегатные превращения вещества в современной теории прочности не рассматриваются.

2. Проблема устойчивости структуры твердой фазы вблизи концентраторов напряжений. Одним из основных понятий теории прочности является понятие концентратора напряжений. В теории дефектов построены многочисленные модели таких концентраторов и показано, что вблизи них могут достигаться значения растягивающих напряжений, сравнимые с теоретическим пределом прочности материала [4]. Однако, ни одна из этих моделей не была тестирована на устойчивость материала, его структуры и фазового состава при столь высоких растягивающих нагрузках. Между тем, из теории фазовых превращений известно, что давление существенно влияет на величину температур фазовых переходов. Для фазовых переходов I-ого рода этот эффект описывается известным уравнением Клапейрона – Клаузиуса [5]:

dp S =. (1) dT V Здесь p – давление, T – температура, S — изменение энтропии вещества при фазовом переходе, V — объемный эффект превращения. Величины S и V зависят от температуры и давления в веществе. Аналогичные уравнения получены и для фазовых переходов II-ого рода [5].

Из этих уравнений следует, что при деформировании меняется положение температур фазовых превращений, следовательно, структура и фазовый состав вещества могут также измениться. В частности, при сильных растяжениях твердой фазы возникают полиморфные превращения, явления, связанные с растворением или выделением инородных фаз, переходы, приводящие к изменениям магнитных и электрических свойств вещества и т.п.

3. Проблемы описания прочностных свойств композиционных материалов, состоящих из смеси жидких и твердых фаз. Основная методология теории прочности базируется на теории дефектов кристаллической решетки, и это ограничивает ее исследованием явлений, протекающих только в твердой фазе. Методы теории прочности твердого тела для жидкой среды неприменимы, поскольку в жидкостях отсутствует кристаллическая решетка, а значит, нет и дефектов кристаллической структуры.

Это привело к тому, что исследования прочностных свойств жидкой фазы находятся вне рамок теории прочности и проводятся с использованием методов теории фазовых превращений I-го рода (теория кавитации жидкостей) [6].

Согласно теории кавитации процесс разрушения жидкости представляет собой последовательность процессов зарождения и роста полостей, заполненных паром разрушаемой жидкости. Оба эти процесса интерпретируются в рамках фазового перехода жидкость пар, инициируемого действием механической нагрузки.

Измерения термодинамических и прочностных характеристик многих веществ в жидком и твердом состояниях указывают на значительную близость свойств этих фаз. 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. К примеру, у твердого и жидкого аморфных состояний нет заметных структурных различий. Атомные взаимодействия также одинаковы. Однако процесс разрушения в жидкой фазе интерпретируется как фазовый переход I-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.

4. Проблема учета критических состояний при пластическом деформировании и разрушении вещества. Высокие значения растягивающих механических нагрузок могут вызвать в твердой фазе ряд критических явлений.

Известно, 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. Вблизи этого предела кристаллическая структура материала перестает существовать и разрушается практически мгновенно.

Так при давлении p и абсолютной температуре T величина плотности равновесных вакансий определяется выражением:

c = e-( + p) / kT /(1- e-( + p) / kT ). (2) Здесь — энергия образования вакансии, — объем вакансии, k — постоянная Больцмана. Из этой формулы видно, что при давлении pc = - / (3) концентрация вакансий становится бесконечно большой для любого значения температуры T вплоть до абсолютного нуля. Для железа и сталей 2.210-19 Дж (1.4 эВ), 10-29 м3, и величина pc –2.21010 Па. В сталях эта нагрузка легко может быть создана под вершиной плоского скопления из (1020) краевых дислокаций при запирающем напряжении, близком к макроскопическому пределу разрушения таких материалов в (515)108 Па.

[4]. Известно также, что плотность большинства жидких фаз в критической точке Тс примерно в два раза ниже плотности жидкости при нормальных условиях. Это означает, что при плотности вакансий cv 0.5 свободный объем вещества оказывается сравним со свободным объемом, достигаемым жидкой фазой в критической точке. Из формулы (2) следует, что подобные состояния вещества оказываются возможными и при температурах, значительно более низких чем Тс.

Критические явления могут быть связаны не только с разрушением дальнего порядка в кристаллических решетках, но и с фазовыми переходами IIого рода и процессами распада (расслоения) твердых растворов.

Экспериментально обнаружено, что при пластическом деформировании могут протекать явления деформационного старения твердых растворов [1]. Они связаны с процессами расслоения растворов на смесь различных фаз. Из теории фазовых превращений известно, что при определенных условиях процесс расслоения может трансформироваться в спинодальный распад [1, 2]. Это явление интерпретируется как переход твердого раствора из области метастабильных состояний в область абсолютно неустойчивых (критических) состояний высокотемпературной фазы. Таким образом, совокупность критических явлений, сопровождающих процессы пластического деформирования металлов, оказывается достаточно широкой. Тем не менее, современная теория прочности практически игнорирует эти явления.

5. Проблема «закритических» состояний деформируемых твердых растворов. В термодинамической теории устойчивости принимается, что фазовый переход может произойти, если соблюдены определенные термодинамические неравенства [5]. 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 другую. Если же такой механизм отсутствует, фазовый переход становится невозможным, даже если все термодинамические условия для его осуществления выполнены полностью.

В качестве примера приведем процессы расслоения твердых растворов в низкотемпературной области. Единственным кинетическим механизмом, осуществляющим эти процессы, является диффузионный массоперенос. Однако если температура фазового перехода окажется слишком низкой, диффузия будет «заморожена» и у термодинамической системы не будет механизма для релаксации к равновесному состоянию. Тогда при достаточно быстром охлаждении состояние высокотемпературной фазы формально может быть переведено под спинодаль. Но с термодинамической точки зрения существование высокотемпературной фазы под спинодалью полностью запрещено. Ясно, что в таком случае возникает проблема определения условий и форм существования вещества под спинодалью расслоения. Можно предположить, что в области фазовой диаграммы, расположенной под спинодалью, высокотемпературная модификация твердого раствора будет находиться в некотором сильно неравновесном состоянии. Условно назовем его закритическим состоянием.

Механические воздействия могут приводить к существенным изменениям положения спинодалей расслоения твердых растворов на равновесной диаграмме фазовых состояний. Это означает, что закритические состояния могут возникать при пластическом деформировании и разрушении металлов и сплавов. Однако в современной теории отсутствуют методы исследования таких состояний.

6. Проблема диффузионного массопереноса при интенсивном пластическом деформировании металлов и сплавов. 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. С другой стороны, диффузионный массоперенос является одним из способов реализации процессов вязкопластического деформирования материалов и релаксации внутренних напряжений. Существует и обратная связь, поскольку диффузия является структурночувствительным процессом.

Экспериментально установлено, что при пластическом деформировании объемных нанокристаллических материалов происходит значительное ускорение процессов диффузии [7]. Во многих случаях оно велико, и 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 [7].

К настоящему времени теоретически обоснованы и экспериментально изучены многие аспекты влияния гидростатической составляющей напряжений на процессы диффузии [7]. Показано, что величина давления влияет на энергию активации процесса диффузии, а градиент давления является движущей силой процесса массопереноса. Однако при описании явлений диффузионного массопереноса в условиях действия чисто сдвиговых механических напряжений такой подход сталкивается с определенными трудностями.

Причина состоит в том, что сдвиговые компоненты напряжений не могут быть введены в химический потенциал диффундирующих атомов в виде корректно определенной линейной формы. Косвенно это указывает на то обстоятельство, что при наложении сдвиговых напряжений состояние вещества становится неравновесным.

Многими исследователями предпринимались попытки найти решение этой проблемы, однако значительная часть вопросов пока остается открытой.

В первой главе проводится исследование структурно-фазовых превращений при пластическом деформировании и разрушении композиционных материалов, представляющих собой смеси твердой и жидкой фаз (SL-материалы). Рассмотрены задачи, связанные с особенностями взаимодействия тонких слоев жидкой фазы с окружающим их деформируемым твердым телом.

Получены следующие результаты:

1. Поверхностно-активный расплав всегда растекается вдоль межкристаллитных границ металла, образуя на них тонкие слои жидкой фазы.

Термодинамическим стимулом к растеканию является выигрыш в поверхностной энергии системы. Растекание осуществляется с наибольшей скоростью вдоль стыков зерен. При этом на плоскостях огранки возникают островки, окруженные расплавом. Они являются перемычками, соединяющими соседние зерна. Скорость растекания лежит в пределах (10-810-5) м/с и существенно зависит от температуры.

2. Тонкие слои жидкой фазы при определенных условиях являются мощными концентраторами напряжений, подобно микротрещинам. Если перпендикулярно незамкнутому слою приложены растягивающие напряжения ex (рис. 2a), вблизи острия слоя они усиливаются:

l ex.

(4) h Здесь l – длина, h – толщина слоя жидкой фазы. Через несколько секунд после начала плавления границ или нанесения поверхностно-активного расплава на внешнюю поверхность поликристаллического металла жидкая фаза l / h (102 103) растекается по значительной площади и отношение.

3. Жидкие слои являются хорошими стоками для дислокаций (рис. 2б). При поглощении краевых дислокаций объем, занимаемый слоем, увеличивается (рис. 2в), и жидкая фаза испытывает деформацию гидростатического растяжения . В схеме показанной на (рис. 2б,в) nB =. (5) 2h Здесь n – количество поглощенных дислокаций, B – вектор Бюргерса.

4. Деформация растяжения может привести к кратковременной кавитации жидкой фазы. Механизм кавитации показан на рис. 3.

Поскольку жидкий слой a) является аналогом a) микротрещины, дислокации будут стекаться к его острию.

На рис. 3a показана схема атомной структуры твердой фазы на острие слоя под краевой дислокацией. Для б) б) структуры ядра дислокации характерно наличие лишней внедренной полуплоскости (рис. 3a). Поэтому находящийся под ней ряд атомов подвергается в) сильному растяжению.

в) Взаимодействие дислокации с Рис. 2. a) процесс жидкой фазой эквивалентно растекания Рис. 3. a) атомная появлению дислокации поверхностно-активного структура ядра краевой изображения (на рис. 3a расплава по дислокации вблизи острия дислокация изображения межкристаллитным жидкого слоя;

границам металла;

показана незаштрихованным б) разрыв атомного слоя б) поглощение жидким и образование цепочки перевернутым знаком ).

слоем дислокационных вакансий V;

Усилие F, создаваемое скоплений; в) объемная в) процесс роста поры в обеими дислокациями, деформация жидкой жидкой фазе.

разрывает нижний атомный фазы после поглощения ряд (рис. 3б), создавая на нескольких краевых дислокаций.

месте разрыва длинную цепочку вакансий, расположенную перпендикулярно плоскости рисунка. В это же время по обеим границам слоя начинает распространяться волна сдвига в виде изломов, показанных в точках A и B. Цепочке вакансий энергетически выгодно собраться в пору (рис. 3в), которая будет расти по мере распространения волн сдвига вдоль границ жидкого слоя.

t l / 10-8c Спустя некоторый промежуток времени (где - скорость распространения сдвиговых волн), на границах слоя устанавливается механическое равновесие между жидкой и твердыми фазами. Если к этому моменту времени пора успеет вырасти до достаточно больших размеров, в части объема жидкого слоя образуется реальная микротрещина, которая сможет расти далее, поглощая краевые дислокации, непрерывно подводимые к ее острию при пластическом деформировании. В противном случае пора исчезнет за счет действия капиллярных сил поверхностно-активной жидкости.

Для сверхбыстрого зарождения микропоры в жидкой фазе необходимо, чтобы величина объемной деформации оказалась достаточной для перевода состояния жидкой фазы в область диаграммы фазовых равновесий, расположенную под спинодалью испарения. В этом случае жидкость становится абсолютно неустойчивой к растяжению и мгновенно испаряется с образованием пузырьков пара. Расчеты показывают, что для этого при растяжении большинства металлических расплавов величина должна принимать значения 0.. Из формулы (5) следует, что для обеспечения таких значений объемной деформации достаточно, чтобы жидкий слой с толщиной острия h 10-9 м поглотил хотя бы одну краевую дислокацию.

5. Дана физическая интерпретация эффекта Ребиндера и явления околосолидусной хрупкости металлов и сплавов.

Суть эффекта Ребиндера состоит в резком охрупчивании металлов, деформируемых в среде поверхностно-активного расплава. Аналогичные явления наблюдаются при естественном плавлении металла на межкристаллитных границах вблизи температур солидуса. При этом потеря прочности существенно зависит от скорости деформирования и температуры.

На схеме (рис. 4a) сплошными линиями показано состояние жидкого слоя перед поглощением краевой дислокации застопоренной на межкристаллитной границе в объеме перемычки. После поглощения дислокации происходит образование пузырька паровой фазы, охватывающего перемычку кольцом.

Одновременно в системе возникает напряженное состояние, связанное с неравномерным увеличением толщины слоя (рис. 4б).

Развитие пузырька паровой фазы зависит от соотношения скорости пластического деформирования материала и скорости релаксации внутренних напряжений в б) a) системе. Процесс пластического деформирования подводит новые дислокации к острию слоя, обеспечивая рост напряжений и увеличение объема поры. С другой стороны, объемное растяжений в) г) расплава в слое создает Рис. 4. Этапы роста микротрещины в слое расплава гидростатическое давление, (пояснения в тексте).

которое будет затягивать жидкую фазу, расположенную на внешней поверхности внутрь слоя (рис. 4б).

Приток новой жидкости в деформируемый слой будет способствовать релаксации напряжений в обеих фазах, и блокировать рост микротрещины.

Очевидно, что чем выше скорость поглощения дислокаций и ниже скорость притока новой жидкости, тем больше вероятность того, что пора вырастет до размеров микротрещины. Составив баланс количества втекающей в слой жидкости со стороны свободной поверхности и величины свободного объема, вносимого поглощаемыми дислокациями, можно получить критерий роста микротрещин. Микротрещина будет расти при выполнении условия:

DllµB2 pl & pl (6) l3y (1- )kT & Здесь - скорость пластической деформации, Dl – коэффициент pl диффузии в жидкой фазе, l - атомный объем, µ - модуль сдвига, - коэффициент Пуассона, y - среднее расстояние между плоскостями скольжения, k – постоянная Больцмана, T - абсолютная температура, pl - максимальная пластическая деформация металла при разрушении. При выполнении критерия (6) зародыш паровой фазы превращается в тонкую длинную микротрещину, занимающую часть объема жидкого слоя (рис. 4в).

Эта микротрещина, являясь сильным концентратором внешних растягивающих напряжений ex, будет возбуждать интенсивное пластическое течение материала в объеме перемычки, соединяющей поликристаллиты. В конечном итоге перемычка будет разрушена и микротрещина скачком увеличит свою длину (рис. 4г). Продолжаясь далее, процесс последовательного разрушения перемычек приведет к полному разрушению материала.

6. Построена физическая модель явления красноломкости сталей. Это явление связано с катастрофической потерей прочности сталей, содержащих легкоплавкую сернистую эвтектику. Экспериментально красноломкость T (10701170) наблюдают при температурах К, что на (100200) К ниже температуры плавления эвтектики Тm при нормальном давлении [1, 2]. При этом на изломах обнаруживаются следы закристаллизовавшейся жидкой фазы, обогащенной серой.

Механизм этого явления можно объяснить тем, что возникающее при растяжении металла отрицательное давление может понижать температуру плавления легкоплавких материалов. Это непосредственно следует из уравнения Клапейрона-Клаузиуса (1).

Физическая модель явления красноломкости показана на рис. 5.

Эвтектическое включение является препятствием для скольжения дислокаций.

Поэтому при пластическом деформировании на ее границах будут образовываться дислокационные скопления (рис. 5a). Под застопоренной дислокацией скопление будет создавать высокое гидростатическое растяжение материала. Расчеты показывают, что при внешних растягивающих напряжениях ex 1 Па скопление из n(35) краевых дислокаций генерирует среднее p локальное растягивающее давление -1 Па.

Этого достаточно для понижения температуры плавления сернистой эвтектики на 200 К ниже Тm, и образования на границе раздела с металлом тонкого слоя жидкого расплава (на рис. 5б). Поглощение дислокаций этим слоем приведет к кавитации жидкой фазы и развитию микротрещины вдоль зерна эвтектики. После этого разрушение материала становится неизбежным.

7. Показано, что при полном проплавлении межкристаллитных границ пластическое деформирование SL a) материалов может быть осуществлено в режиме a) сверхпластичности.

На рис.6a показан б) топологический дефект Рис.6. a) простейший идеальной упаковки топологический дефект поликристаллитов. Эти идеальной упаковки дефекты имеют все свойства шестигранников на плоскости. Цифрами дислокаций кристаллической б) указано количество решетки [8]. На рис. 6б Рис.5. Деформационное граней в многограннике;

показан такой же дефект плавление легкоплавкой б) структура, полученная после оплавления эвтектики под после оплавления межкристаллитных границ.

заостренным скоплением границ у поликристалла, Для того чтобы отличать его краевых дислокаций: содержащего а) торможение дислокаций топологический дефект от решеточных дислокаций он фрагментом выделения упаковки зерен.

был назван эвтектики, б) образование Символом обозначено макродислокацией.

слоя жидкой фазы на место локализации В диссертации было внешней границе центра ядра показано, что при достаточно выделения. макродислокации низких скоростях деформации макродислокации могут легко передвигаться по материалу благодаря хорошо развитому межзеренному скольжению в присутствии жидкой фазы. В этом случае деформация формы зерен становится минимальной, и пластическое деформирование металла осуществляется в режиме сверхпластичности. При повышении скорости пластического деформирования материала, напряжения течения возрастают, появляется значительная деформация формы зерен, и вновь создаются условия для кавитации жидкой фазы. В результате, при высоких скоростях деформирования возникает явление охрупчивания.

8. Рассмотрены практические приложения модели макродислокации к анализу механизмов пластического деформирования и разрушения наноструктурированных и кластерно-аморфных материалов.

Показано, что схема представленная на рис. 6б адекватно описывает механическую структуру нанокристаллических материалов. В этом случае шары следует рассматривать как устойчивые к деформированию внутренние части нанокристаллитов или кластеров, а заштрихованное между шарами пространство представляет собой часть вещества, расположенного вблизи межкристаллитных границ и стыков нанозерен. Высокая диффузионная подвижность атомов этой части вещества превращает ее в вязкую жидкоподобную среду, которая легко перемещается при деформировании в пространстве между шарами. Таким образом, макродислокации оказываются легко подвижными линейными дефектами упаковки нанозерен, которые становятся эффективными носителями пластической деформации при отсутствии или недостатке обычных решеточных дислокаций.

На основе понятия макродислокации в работе была создана многоуровневая модель механической структуры нанокристаллических и аморфных материалов и предложен механизм реализации процессов пластического деформирования и разрушения в этой структуре. На макроскопическом уровне пластическое деформирование и разрушение материала осуществляется макродислокациями по обычным схемам, разработанным в теории прочности. На мезоуровне (в объеме нанозерна) протекает адаптационная деформация, поддерживаемая процессами двойникования, полиморфными превращениями мартенситного типа и возможно, незначительным количеством решеточных дислокаций. Эта деформация направлена на сохранение равноосной формы нанозерна. На микроуровне процесс макроскопического деформирования поддерживается диффузионным массопереносом вакансий и легко подвижных атомов примеси по межкристаллитным поверхностям и стыкам нанозерен.

В работе приведены экспериментальные данные, подтверждающие основные положения этой модели.

Выводы к главе 1.

1. Структурно-фазовые превращения при пластическом деформировании и разрушении SL композиционных металлических систем определяются особенностями взаимодействия жидкой и твердой фаз.

2. Основные явления, определяющие прочностные свойства SL систем, в том числе процессы зарождения и развития микротрещин при деформировании, протекают в объеме поверхностно-активной жидкой фазы.

3. При пластическом деформировании металлов и сплавов SL состояния могут возникать вблизи концентраторов растягивающих напряжений при температурах более низких, чем температура плавления при нормальном давлении. Механизм этого явления определяется эффектом уменьшения температуры плавления вещества при понижении давления.

Во второй главе разработаны методы расчета диаграмм равновесных и метастабильных агрегатных состояний вещества, возникающих в условиях механического растяжения. Определены области критических состояний, связанные с абсолютной неустойчивостью существования конденсированных фаз. Обсуждается проблема зарождения и развития первичных очагов разрушения в твердых телах. Рассмотрены структурно-фазовые превращения при замедленном и усталостном разрушениях.

К основным результатам этой главы относится следующее:

1. Разработан и использован для конкретных расчетов метод определения положения и формы линий плавления металлов и сплавов на диаграмме равновесных и метастабильных фазовых состояний вещества.

В этом методе равнение Клапейрона – Клаузиуса (1) приводится к виду:

cp 2 p p p V = - 2(V ) + (V ) . (7) T T T T cp = cp,l - cp,s Здесь - (8) - pазность теплоемкостей жидкой и твердой фаз при постоянном давлении, (V ) = lVl -sVs, (9) (V ) = lVl - Vs. (10) s Величины i и i (i=l,s) являются коэффициентом теплового расширения и сжимаемостью i-ой фазы. Индексы l и s нумеруют жидкое и твердое состояние металла соответственно. Учитывается, что выражения (8)-(10) содержат определенные вклады от фононной и вакансионной подсистем металла.

Уравнения (7)-(10) анализируются численными методами в рамках известных моделей Дебая, Эйнштейна и Грюнайзена.

На рис. 7 приведены графики линий плавления некоторых металлических систем. Положение каждой из представленных линий плавления означает, что она делит плоскость фазовых состояний на две части. Выше линии плавления устойчива соответствующая ей твердая фаза, ниже линии устойчива жидкая фаза. В целом все линии плавления обладают сходной формой: они вогнуты и подходят к оси ординат горизонтально.

Графики показывают, что эвтектики являются наименее устойчивыми, а чистые металлы наиболее устойчивыми к деформационному плавлению при растяжении.

К примеру, при одноосном растяжении под действием механических p = напряжений >0, давление в материале отрицательно и равно -1 3.

Известно также, что при пластическом деформировании металлов вблизи концентраторов напряжений растягивающие гидростатические нагрузки могут p достигать значений: -(10 20) ГПа [4]. Это означает, что при таких воздействиях большинство из рассмотренных металлических систем будут плавиться при температурах близких к комнатным температурам и даже ниже.

Выбранные же для расчетов эвтектические системы уже при p значениях - ГПа могут быть расплавлены непосредственно вблизи абсолютного нуля температур.

Таким образом, процессы пластического деформирования могут существенно повлиять на локальную структуру и агрегатные состояния известных металлических систем.

2. Исследованы термодинамические и кинетические условия плавления нанокристаллических металлических систем. На рис. 8 приведены графики, показывающие зависимости положения линий плавления наноструктурированных -Fe и эвтектоида -Fe+Fe3C от объемной доли s, занимаемой межкристаллитными границами в материале.

3. Исследованы критические состояния, связанные с неустойчивостями вакансионной подсистемы металлов и процессами сублимации (испарения) конденсированных фаз при растягивающих механических нагрузках.

Показано, что при достаточно сильных растягивающих напряжениях твердая фаза становится абсолютно неустойчивой к процессам сублимации. На диаграмме фазовых состояний вещества эта область абсолютной неустойчивости ограничена кривой, называемой спинодалью испарения [6].

a) б) Рис. 7. Форма и положение кривых плавления Рис. 8. Графики линий плавления различных металлических наноструктурированных металлических систем.

систем на диаграмме а) химически чистое наноструктурированное -Fe;

равновесных фазовых состояний в координатах б) наноструктурированный эвтектоид -Fe+Fe3C.

(p - давление, Т - абсолютная Расположение линий плавления сверху вниз определяется следующими значениями величины температура). 1 - - Fe;

объемной доли межкристаллитных границ в материале 2 - эвтектоид Fe+Fe3C;

s: 1, 0.5, 0.4, 0.3, 0.2, 0.1, 0.05, 0.01, 0.

3 - эвтектика Fe+Fe3C;

4 - эвтектика Fe+FeS.

Используя стандартные методы термодинамической теории устойчивости можно найти уравнение, определяющее зависимость давления на этой спинодали от температуры Т:

1- 1+ 4s s ps =, (11) 2 0s(1+ uvs) s - 1 1 kT 1 1 kT (s s = kT + - -0v) - kT ln - (12) 2 4 NW0,s 2 4 NW0,s Здесь s — изотермическая сжимаемость твердой фазы, 0s — атомный объем при нормальных условиях, uvs — коэффициент объемного расширения (s решетки в присутствии вакансий (uvs < 0), — энергия образования вакансии 0v) в твердой фазе при нормальных условиях, W0,s - параметр, характеризующий межатомные взаимодействия в веществе. Индекс «s» у всех параметров, входящих в формулы (11), (12) означает, что эти параметры характеризуют твердое состояние.

Аналогичные уравнения были получены для зависимости давления на спинодали испарения жидкой фазы от температуры:

1- 1+ 4ll pl =, (13) 2 0l(1+ ul ) l - 1 1 kT 1 1 kT ( l = kT + - -0l) - kT ln - -, (14) 2 4 NW0,l v 2 4 NW0,l где l — изотермическая сжимаемость жидкой фазы, 0l — атомный объем при нормальных условиях, ul — коэффициент объемного вакансионного расширения ( жидкости, — энергия 0l) v образования вакансии в жидкой фазе. Индекс «l» у.

параметров формул (13), Рис. 9. Температурная (14) означает их отношение Рис. 10. Зависимость зависимость давления в к жидкому состоянию.

температуры на жидкой (верхняя кривая) и Возможность корректного спинодали жидкой фазы твердой фазах железа (нижняя от концентрации кривая) на спинодали введения вакансий как вакансий.

испарения точечных дефектов жидкой фазы обосновывается особенностями кластерного строения жидких расплавов.

На рис. 9,10 приведены графики, показывающие положения спинодалей жидкой и твердой фаз железа на различных срезах диаграммы фазовых равновесных и метастабильных состояний.

4. Проведено исследование влияния критических состояний на положение кривой плавления металлов.

На рис. 11а показано относительное расположение кривой плавления железа, рассчитанной без учета существования области критических состояний, и спинодалей испарения конденсированных фаз железа.

Из этого рисунка видно, что a) б) кривая плавления, полученная Рис. 11. Положение линии плавления железа относительно спинодалей испарения. a) начальное таким способом, пересекается положение с пересечением; б) скорректированное со спинодалью испарения положение без пересечения.

жидкой фазы. Однако пересечение этих кривых невозможно, поскольку существование кривой плавления подразумевает равновесное существование твердой и жидкой фаз одновременно. Между тем, возможность существования жидкой фазы под спинодалью испарения запрещена. В работе аналитическими методами показано, что реальная кривая плавления действительно не пересекает спинодаль жидкой фазы, а проходит параллельно ей, так как это показано на рис. 11б.

5. Проведено исследование кинетики процессов локальной сублимации при росте сферических пор. Локальное испарение материалов возможно только во внутренние полости, например, поры и микротрещины. В ряде предшествующих исследований наличием пара в поре пренебрегали полностью. Поэтому для развития теории в следующем приближении было принято, что состояние пара в поре может соответствовать состоянию идеального газа. Для этого случая в работе построена модель роста сферических пор, учитывающая развитие процессов сублимации и диффузионной ползучести в твердой фазе. Получена замкнутая система кинетических уравнений, описывающая этот процесс:

U dN (4R2)ac 1 ( = exp- p - p0) + 2 - , (15) dt k T R R 2 p c p 3 p D dp kБT dN 1 ( = p - p0) + 2 - , (16) dt V 1- kБT dt R R kБTac2 c D dR dN 1 ( = + p - p0) + 2 - .

(17) dt S dt R R kTac2 c Здесь N – число атомов в газовой фазе, – объем атома в твердой фазе, R – радиус поры, Rc - радиус поры критического размера, D – коэффициент ( p0) диффузии в твердой фазе, p – давление пара в поре, – начальное давление пара в поре, t – время, – удельная свободная энергия поверхности поры, ac - постоянная решетки, U – энергия активации процесса роста поры, kБ - постоянная Больцмана, V – объем поры, – средняя частота тепловых колебаний в системе.

Решения системы уравнений (15)-(17) могут быть получены только численными методами. На рис. 12 (I, II) приведены графики, описывающие кинетику роста поры в железе при T = 400 K и внешнем растягивающем давлении pex = -21010 Па (I) и pex = -31010 Па (II). Полученные результаты показывают, что процессы сублимации могут оказывать существенное влияние на кинетику роста пор. Более того, из рис. 12(II)в следует, что использование модели идеального газа для описания состояния пара в растущей поре при T = 400 K и pex < -31010 Па неправомерно, поскольку в этом режиме роста пар сжимается настолько сильно, что его плотность становится сравнимой с 81плотностью твердой фазы, равной кг/м3. Аналогичные результаты можно получить и для многих других режимов роста пор.

Для более реалистичного описания процессов локальной сублимации в работе было исследовано приближение, в котором состояние пара в поре описывалось уравнением реального газа в модели Ван-дер-Ваальса, а диффузионный массоперенос рассматривался в модели аномальной быстрой диффузии (см. гл. 4). Результаты исследования приведены на рис. 13-15.

Анализ полученных графиков показывает, что при некоторых режимах роста сферической поры, находящийся в ее объеме пар подвергается значительному сжатию, вызывающему явления конденсации. В этих условиях рост поры прекращается и в системе возникает равновесное состояние деформированной твердой фазы, содержащей пору, заполненную сильно растянутой жидкой фазой (рис. 13а-15а).

a) a) б) б) в) в) II. pex = -31010 Па I. pex = -21010 Па Рис. 12. Кинетика роста сферических пор в железе при растяжении. Модель идеального газа, T = 400 K, a) скорость роста радиуса поры; б) давление пара; в) плотность пара в поре.

Вместе с тем, небольшое изменение внешнего давления приводит к быстрому росту объема поры, сопровождаемому интенсивным испарением твердой фазы (рис. 13б-15б). В этих условиях пар подвергается значительному сжатию, однако его конденсации не происходит. В работе показано, что столь высокие степени сжатия пара в поре вызваны сильной неравновесностью состояния твердой фазы при рассматриваемых внешних нагрузках (см. рис. 11).

Рис. 13а указывает на существенный недостаток модели Ван-дер-Ваальса.

Он состоит в том, что при растяжении жидкой фазы до внутреннего давления p =pex= - 3.21010 Па ее состояние оказывается в области, расположенной под спинодалью испарения (рис. 10). Это с неизбежностью должно приводить к кавитации жидкой фазы и образованию в ее объеме пузырька пара. Однако модель Ван-дер-Ваальса не в состоянии описывать такие процессы.

a) б) Рис. 13. Давление реального газа в поре, аномальная диффузия T = 400 K, a) pex = - 3.21010 Па, режим быстрой конденсации пара после кратковременного испарения; б) - pex = - 3.31010 Па, режим постоянного испарения.

a) б) Рис. 14. Плотность реального газа в поре, аномальная диффузия T = 400 K, a) pex = - 3.21010 Па, режим быстрой конденсации пара после кратковременного испарения; б) - pex = - 3.31010 Па, режим постоянного испарения.

a) б) Рис. 15. Скорость роста радиуса поры с реальным газом, аномальная диффузия T = 400 K, a) pex = - 3.21010 Па, режим быстрой конденсации пара после кратковременного испарения; б) pex = - 3.31010 Па, режим постоянного испарения.

Из графиков, показанных на рис. 15 можно заметить еще один недостаток рассмотренной модели сублимации твердой фаз в растущую пору. Эта модель предсказывает слишком высокие скорости роста радиуса поры, намного превышающие скорости звука. При таких скоростях роста поверхность поры должна интенсивно излучать звуковые волны, что привело бы к сильному торможению всего процесса, и скорость роста радиуса поры оказалась бы близкой к скорости звука. Однако в такой постановке задача о внутренней сублимации твердой фазы в настоящее время вряд ли может быть решена без значительных упрощений физического и математического характера. В этом смысле представленные на рис. 13-15 результаты, следует рассматривать как первое приближение к решению поставленной проблемы.

Тем не менее, несмотря на приближенность этих результатов, они позволяют построить качественно правильную модель процессов структурно-фазовых превращений, сопровождающих рост сферических пор в металлах, повергнутых сильному механическому растяжению (рис. 16). В этой модели предполагается, что в растянутой твердой фазе структура растущей поры может состоять из зоны испарения 1 и зоны плавления 2, граница Рис. 16. Модель агрегатных соприкосновения которых определяется условиями превращений при росте динамического равновесия жидкости и ее пара. В сферических нанопор в условиях сильной неравновесности твердая фаза условиях сильного испаряется (рис. 11) так, что ее пар проходя сквозь гидростатического жидкую фазу, попадает в зону 1. В результате в растяжения твердого тела. 1 - жидкой фазе возникают сложные конвективные зона испарения, 2 - зона течения, оказывающие определенное влияние на плавления, 3 - зона сильного гидростатического кинетику процесса испарения твердой фазы. В растяжения твердой фазы.

работе приведены экспериментальные данные, находящиеся в хорошем согласии с этой моделью.

6. Проведено исследование кинетики процессов локальной сублимации при росте дискобразных пор и микротрещин.

Дискобразные поры и микротрещины являются сильными концентраторами напряжений в местах наибольшей кривизны их поверхности.

Поэтому процессы сублимации при механическом растяжении оказываются локализованными в местах концентрации напряжений. Из кинетических уравнений, описывающих процессы испарения твердой фазы, для скорости роста дискобразных пор и микротрещин получена следующая формула:

4ac dl U 9(2 - ) b = exp- . (18) dt 9kT kT l Здесь - напряжение одноосного растяжения, - удельная свободная энергия поверхности микротрещины, b - удельная свободная энергия межкристаллитной границы, l - эффективный размер микротрещины.

Из уравнения (18) следует, что при выполнении неравенства 9(2 - b) l > (19) трещина будет расти. Это неравенство можно рассматривать в качестве кинетического критерия разрушения металлов.

Максимальная скорость распространения микротрещины достигается в состоянии, при котором величина U = 0. Таким образом, максимальная скорость распространения тонких и длинных микротрещин может быть рассчитана по формуле:

dl 4acs . (20) dt 9kT Оценка этого значения для железа при 1013, aс 310-10 м, s 10-29 и Т 300 К kT 410-21 Дж, 3108 Па дает:

dl 103 м/с.

(21) dt Это значение составляет около трети скорости звуковых волн в металле и примерно в три раза превышает скорость звука в атмосфере.

7. Предложена модель структурно-фазовых превращений и критических явлений, протекающих при зарождении первичных очагов разрушения пластически деформируемых металлов. На примере плоского скопления краевых дислокаций, прижатых сдвиговым напряжением к некоторому стопору (рис. 17а), показано, что последовательность процессов зарождения и развития первичных очагов разрушения сводится к следующему.

7.1. Под влиянием сильных растягивающих напряжений, генерируемых скоплением вблизи стопора (1020) ГПа, состояние материала на поверхности препятствия достигает линии плавления (рис. 7,8). Это приводит к возникновению очагов локального плавления (рис. 17б).

7.2. Взаимодействие жидкого слоя с межкристаллитной поверхностью металла (см. гл. 1) приводит к растеканию расплава по поверхности препятствия. В результате слой жидкости подойдет вплотную к дислокационному скоплению и займет положение, показанное на рис. 18а.

7.3. Взаимодействие дислокаций с жидкой фазой равносильно их взаимодействию с дислокациями изображения (рис. 18а). Суммарное воздействие головной дислокация скопления и дислокации изображения переводят состояние разделяющей их твердофазной перемычки под спинодаль твердой фазы. В результате перемычка испаряется (рис. 18б) и головная дислокация проваливается в жидкую фазу, внося в нее дополнительный свободный объем (см. гл. 1).

7.4. После поглощения дислокации состояние растянутой жидкой фазы также оказывается под спинодалью испарения. Это приводит к кавитации жидкости с образованием сферической нанопоры, заполненной паром металла (рис. 18в).

7.5. Вдоль линии дислокации могло возникнуть несколько очагов локального плавления, поэтому суммарным итогом взаимодействия дислокационного скопления с препятствием будет линейная цепочка нанопор, растущих навстречу друг другу (рис. 19а) 7.6. Процесс роста пор приводит к образованию длинной веретенообразной полости под дислокационным скоплением (рис. 19в, 20а). Промежуточный этап этого процесса показан на рис. 19б.

7.7. Взаимодействие веретенообразной полости с оставшимися дислокациями скопления приводит к развитию микротрещин или микропор. В работе рассмотрены различные варианты развития этого процесса в зависимости от условий деформирования. Возможные варианты при развитии хрупкого и квазихрупкого разрушения показаны на рис. 20б, в.

Таким образом, представленная модель показывает, что зарождение и развитие первичных очагов разрушения металлов является сложным и многоступенчатым процессом агрегатных структурно-фазовых превращений и протекающих на их фоне критических явлений.

Рис. 17. Плоское заторможенное скопление краевых дислокаций. а), б) — до и после начала локального плавления.

Рис. 19. Этапы превращения цепочки первичных сферических пор под дислокационным скоплением в длинную веретенообразную полость.

Рис. 18. Спинодальный механизм зарождения поры под дислокационным скоплением.

а) взаимодействие головной дислокации скопления с дислокацией изображения, Рис. 20. Варианты развития хрупкого и б) разрыв слоя твердой фазы когда его квазихрупкого разрушения при термодинамическое состояние находится поглощении веретенообразной полостью вблизи спинодали испарения, в) кавитация дислокационного скопления.

расплава после сильного растяжения, обусловленного поглощением им некоторого количества краевых дислокаций скопления.

Основной вывод из анализа этой модели состоит в том, что независимо от конечного вида разрушения металла (хрупкого, вязкого, квазихрупкого и т.п.) зарождение очагов разрушения всегда начинается с процессов образования нанопор, локализованных в виде цепочек вдоль дислокационных линий застопоренных скоплений. И только после этого на более поздних стадиях пластического деформирования внешние условия формируют тот или иной вид результирующего излома металла.

В работе приведены многочисленные экспериментальные данные, хорошо согласующиеся с этим выводом.

8. Исследованы фазовые превращения, протекающие при формировании структуры поверхности усталостного излома.

В работе показано, что процесс формирования структуры усталостного излома условно можно разделить на два этапа: начальный (подготовительный) этап и этап установившегося роста усталостной трещины.

Схема структурных изменений материала на начальном этапе показана на рис. 21.

Предполагается, что в результате некоторого воздействия на внешней поверхности металла возникла первичная трещина (рис. 21а). При этом на металл действует одноосное механическое напряжение, направленное перпендикулярно оси распространения трещины и меняющееся со = sin t + временем по закону, где 0 c = 2 T. Здесь Т - период колебаний - постоянная составляющая напряжения, c нагрузки, амплитуда колебаний, 0 T - предел текучести металла. При T Рис. 21 Способы стабилизации периодических изменениях внешней нагрузки вершины усталостной трещины трещина продвигается вглубь материала в фазе разгрузки.

дискретными шагами, оставляя на поверхности а) нестабильная трещина, знаками показаны отдельные разрушения специфический рельеф. На каждом дислокации, генерируемые шаге продвижения трещина может увеличивать процессами пластического свою длину только в том случае, если в фазах деформирования; б) этап разгрузки и сжатия форма ее профиля зарождения дислокационных стабилизируется, а длина фиксируется на стенок (малоугловых значении, достигнутом в фазе растяжения. Ясно, межкристаллитных границ) в что процесс стабилизации длины трещины процессе полигонизации; в) стабилизация положения должен быть связан со структурными усталостной трещины и ее изменениями в материале, расположенном вблизи формы в ходе образования острия трещины. Если поверхность трещины большеугловых межзеренных вблизи острия свободна, то при разгрузке или границ сжатии на нее будут действовать силы поверхностного натяжения, стремящиеся уменьшить длину трещины и увеличить радиус закругления на ее острие (рис. 21а):

p = / R. (22) Здесь p — капиллярное давление, R — радиус кривизны профиля трещины вблизи ее острия, 0-свободная энергия поверхности, ограничивающей форму трещины. Например, для сталей 0 =2 Дж/м2, поэтому при R 10-8 м величина p 2108 Па. Столь высокие значения капиллярного давления неизбежно вызовут сдвиговые напряжения, сравнимые с пределом текучести сталей T 2108 Па. В этих условиях вблизи острия трещины возникнет пластическое течение, в результате которого у трещины немного уменьшится длина и увеличится радиус R.

Пластическое деформирование при большом числе повторений фаз растяжения и сжатия будет способствовать быстрому повышению плотности дислокаций вблизи острия трещины. При достаточно высоком значении плотности дислокаций начнется процесс полигонизации и образования малоугловых межкристаллитных границ (рис. 21б).

Однако эти границы обладают малой свободной энергией на единицу поверхности и не смогут фиксировать форму трещины в фазах разгрузки и сжатия. Стабилизировать форму острия трещины можно путем образования вблизи острия мелкокристаллической структуры, содержащей большеугловые границы общего типа (рис. 21в). Такие границы обладают повышенной поверхностной энергией и могут компенсировать действие капиллярного давления p. Известно, что большеугловые границы общего типа возникают в процессах деформационного двойникования и структурно-фазовых превращений мартенситного типа, протекающих в условиях действия достаточно больших механических напряжений. Для того чтобы капиллярное давление p могло быть уравновешено силами поверхностного натяжения большеугловых границ необходимо, чтобы средний размер поликристаллитов удовлетворял условию:

d 2 R / . (23) b Рис. 22. Начало процесса Здесь b - свободная энергия межзеренной деформационного плавления границы. Из этой формулы следует, что в сталях на внешних границах трещины с радиусом кривизны острия наноструктуры. Знаками R < (10-810-7) м могут быть застабилизированы показаны дислокационные скопления. Утолщенными наноструктурой с размером зерна d < (880) нм линиями изображены области или аморфной фазой.

зернограничного расплава, Схема структурно-фазовых превращений штриховкой показан объем этапа установившегося роста усталостной трещины полностью расплавленной приведена на рис. 22, 23.

наноструктуры Рассмотрим тонкую трещину эллиптической формы с отношением полуосей a/b 10. Полагаем, что она неограниченна в направлении z, перпендикулярном плоскости рисунка. Радиус кривизны в вершине трещины положим равным R 10-8 м. Зона повышенной концентрации напряжений на рис. 21, 22 отмечена пунктиром, ее размер D равен (35) R.

Наноструктура с размером зерна d < 100 нм является достаточно жестким образованием, имеющим предел текучести, в несколько раз превышающий предел текучести крупнозернистого материала. Она становится эффективным препятствием для движения дислокаций и приводит к образованию застопоренных дислокационных скоплений на границах с пластически деформируемой областью материала (рис. 22).

В гл. 1 были подробно рассмотрены условия плавления нанокристаллических и аморфных металлических систем. На рис. 8 представлены графики линий плавления различных нанокристаллических структур железа и углеродистой стали У8. Из графиков 0 T 5на рис. 8б видно, что при температурах К наноструктура стали У8 с размером зерна d 8 нм, s 0., будет полностью расплавлена при p растягивающем давлении - ГПа. Однако, полное проплавление межкристаллитных границ на толщину h (3 4) s 0. нм, произойдет уже при p растягивающем давлении - ГПа.

Если учесть концентрацию напряжений в острие трещины можно сделать вывод, что для начала плавления наноструктуры на стадии разведения берегов Рис. 23 Этапы усталостной трещины достаточно практически любых формирования напряжений, близких к пределу текучести стали. При усталостного излома.

этом будут расплавлены все межкристаллитные a) образование зоны границы наноструктуры. Для полного проплавления полного оплавления наноструктуры достаточно подвода к ней небольших наноструктуры перед дислокационных скоплений численностью в (510) острием усталостной трещины в фазе краевых дислокаций.

растяжения;

Таким образом, как только на границах б) формирование пластической зоны возникнут скопления дислокаций, в усадочной поры в фазе растяжения усталостной трещины становится процессе неизбежным процесс локального плавления кристаллизации наноструктуры. Начальные стадии этого процесса расплава в фазах показаны на рис. 22. Плавление начинается на стыках разгрузки и сжатия усталостной трещины; нанозерен и быстро распространяться по межзеренным в) разрыв тонкой границам. Этому способствует большой выигрыш в нанокристаллической поверхностной энергии системы. Далее область перегородки в фазе плавления будет продвигаться вглубь нанозерен повторного растяжения.

(рис. 23a). Для примера укажем, что при продолжительности фазы растяжения трещины порядка 10 с и температуре среды близкой к Т 300 K расплавленная область в зоне разрушения может иметь размеры около 6 R. При более высокой температуре процесс плавления идет значительно быстрее.

В гл. 1 показано, что при полном проплавлении наноструктуры жидкая фаза оказывается сильно переохлажденной относительно равновесного состояния крупнокристаллического металла. Это означает, что еще в стадии растяжения может начаться процесс частичной кристаллизации расплава.

На стадии разгрузки и сжатия расплав кристаллизуется полностью, поскольку термодинамический стимул процессов локального плавления исчезает. В центре области расплава образуется усадочная пора в форме трубки, параллельной краю острия трещины (рис. 23б). Поскольку область расплава находилась в глубине материала и не контактировала непосредственно с острием трещины, объем поры будет отделен от объема, занимаемого трещиной нанокристаллической перегородкой. Размер поры зависит от величины объемного эффекта при плавлении металла. Для сталей V /V 0,этот эффект равен. Отсюда находим, что при радиусе зоны плавления порядка (510) R радиус усадочной поры составляет (0,352,25) R.

В следующей фазе растяжения, из-за возникшей в результате образования поры сильной неоднородности материала перед вершиной трещины, основная часть нагрузки будет распределена по объему нанокристаллической перегородки. Это приведет к ее разрушению, и трещина скачком продвинется вперед на расстояние, равное суммарному размеру поры и толщины перегородки (рис. 23в).

После кристаллизации расплава вокруг нового положения острия сохранится нанокристаллическая структура, которая будет играть стабилизирующую роль для формы острия трещины. Длительное повторение описанного выше процесса приведет к формированию на поверхности усталостного излома специфического рельефа, представляющего собой периодическую структуру из чередующихся канавок, разделенных барьерами.

Таким образом, процесс зарождения и распространения усталостной трещины при периодических изменениях знака механической нагрузки полностью определяется процессами деформационных структурно-фазовых превращений, протекающих вблизи острия трещины. На стадии зарождения эти превращения складываются из следующих друг за другом этапов накопления дислокаций при пластическом деформировании металла в вершине трещины, полигонизации, а также зарождения малоугловых, специальных и большеугловых межкристаллитных границ общего типа. В конце этой стадии вершина усталостной трещины стабилизируется наноструктурированным или аморфным состоянием материала. Стадия стационарного роста определяется процессами локального плавления при растяжении берегов трещины и кристаллизации расплава при снятии нагрузки.

Выводы к гл.2.

1. При интенсивном механическом воздействии в металлах и сплавах независимо от температуры нагрева могут протекать агрегатные превращения, представляющие собой процессы локального плавления и сублимации.

2. Агрегатные превращения вносят определяющий вклад в механизмы разрушения металлических систем.

В третьей главе дан критический анализ литературы по проблемам исследования хрупко-вязкого перехода, отпускной хрупкости, водородной хрупкости твердых растворов и хладноломкости, а также рассмотрено состояние теории критических явлений в расслаивающихся твердых растворах металлов. Обсуждены и решены следующие задачи:

1. Проведен анализ макроскопических моделей определения областей пластичности и разрушения металлов и сплавов вблизи их критических состояний. Показано, что макроскопические критерии пластичности и разрушения металлов должны включать количественные характеристики аномально больших флуктуаций параметров состояния, характерных для критического поведения твердых растворов.

2. Разработан метод расчета флуктуационных полей внутренних напряжений и деформаций, генерируемых аномально большими флуктуациями концентрации примесных и легирующих элементов твердых растворов.

Показано, что существует возможность корректного описания этих полей в рамках изотропной теории упругости. В частности доказано, что дисперсии компонент тензора напряжений и давления p в любой точке среды даются выражениями:

ki2k4µ2 N 2 j (ij -ij) = (k) ck c (i j),, (24) WV ( + 2µ)2 k4 -k k (3 + 2µ) N (p - p0) = (k) ck c, (25) W1 -k 9V ( + 2µ)k Здесь N - число узлов в кристаллической решетке, W1 - энергия химического взаимодействия атома примеси или легирующего элемента с атомами основного элемента металла, и µ - модули Ляме, V - объем металла, k - волновой вектор,ck - амплитуда концентрационной волны с волновым вектором k, p0 - среднее давление в среде, i,j=1, 2, 3. Суммирование в формулах (24), (25) проводится по первой зоне Бриллюэна.

3. Исследовано влияние флуктуаций напряжений на механические свойства металлов. В частности показано, что флуктуации внутренних напряжений приводят увеличению коэффициента упрочнения металла m, определяемого по формуле (рис. 24):

= 0 + m, m = tg. (26) pl Если считать величину m0 равной коэффициенту упрочнения металла при нулевом уровне флуктуаций (кривая 1), то коэффициент упрочнения металла при флуктуациях поля внутренних напряжений mfl (кривая 2) можно рассчитать по формуле:

fl mfl = m01+ (27) ( -0).

Здесь - дисперсия поля внутренних напряжений, 0- численный fl параметр, характеризующий кривую упрочнения металла в нормальном состоянии без флуктуаций (рис. 24), - текущее значение растягивающего напряжения при деформировании.

Из рис. 24 видно, что аномально большие флуктуации внутренних напряжений могут приводить к резкому уменьшению запаса пластичности max, fl << max металла и быстрому достижению металлом предела разрушения в.

4. Разработан метод анализа «закритических» состояний расслаивающихся твердых растворов и условий их возникновения.

В рамках этого метода эффективный Рис. 24. Кривые упрочнения гамильтониан расслаивающегося бинарного материалов. Кривая 1, 2 – пояснения твердого раствора с флуктуациями в тексте.

концентраций атомов примеси или легирующего элемента представляется в следующем виде:

N kБТ (1) ( G = G1 + ck + NW + + µk2) ckc + µk -k -k 2 с(1- c) k k (28) + NkБТ{ ckck -k + ck ck c } ' '' ' '' c c k k -k -k -k ' '' k,k k,k,k Здесь G1 - термодинамический потенциал Гиббса твердого раствора без c флуктуаций, - средняя по объему концентрация примеси, и > ( ( µk1) µk2) постоянные, и - эффективные внутренние поля, величина которых определяется из соответствующих правил сумм для амплитуд ck концентрационных волн. Суммирование в выражении (28) проводится по первой зоне Бриллюэна.

Критическая температура на равновесной спинодали расслоения твердого раствора определяется выражением:

c(1- c)Wk =T0 = (29) kБ.

В работе показано, что при температурах T

Полный спектр флуктуаций твердого раствора представляется в виде двух составляющих. Первая из них относится к критическому поведению < ckc >c флуктуаций. Оно выражается в возникновении острого пика, -k локализованного вблизи волнового вектора kc. Вторая составляющая < ckc >представляет собой постоянный флуктуационной фон, высота -k которого равна интенсивности флуктуаций вдали от критического пика на краю зоны Бриллюэна. Если ограничиться параболической аппроксимацией потенциала W-k, то в изотропном приближении для критических значения волнового вектора в области (T < Т0) можно получить выражение:

T0 2 - T T kc + c(1- c) , (30) r0 T0 T0 N где r0 - межатомное расстояние в решетке.

Отсюда следует, что «закритические» состояния высокотемпературной фазы представляют собой К-состояния, характеризующиеся периодическими распределениями концентрации по объему материала.

При понижении температуры период распределений уменьшается и в пределе T 0 твердый раствор полностью упорядочивается. Объем спектра флуктуаций под критическим пиком зависит от температуры и в пределе T 0 весь спектр а) б) в) флуктуаций состоит из одного Рис. 25. Разложение спектра флуктуаций критического пика.

концентрации примеси твердого раствора Показано, что при любой степени на критическую и нормальную переохлаждения до температуры составляющие. а) - в) – пояснения в тексте.

T < T, состояние высокотемпературной фазы никогда не попадает в область, расположенную под реальной (неравновесной) спинодалью расслоения. Критическая температура на этой спинодали определяется выражением:

Tc = T - c(1- c)T. (31) N 5. Разработана флуктуационная теория механизмов низкотемпературного вязко-хрупкого перехода, хладноломкости, различных видов отпускной хрупкости и обратимой водородной хрупкости сталей и сплавов.

Показано, что температуры вязко-хрупких переходов сталей и сплавов определяются положением спинодалей расслоения соответствующих им твердых растворов. Приведены доказательства того, что все известные экспериментально наблюдаемые при вязко-хрупком переходе аномалии механических, электрических и кинетических свойств сталей и сплавов, являются следствием аномально высокого уровня флуктуаций термодинамических параметров, связанных с «закритическими» состояниями металла. В частности, расчеты показывают, что в «закритических» состояниях длинноволновые составляющие дисперсии внутренних напряжений достигают значений, значительно превышающих пределы прочности металлов. С учетом сказанного в п. 3 (рис. 24) это может приводить не только к резкому охрупчиванию, но даже к самодиспергированию сталей и сплавов.

В работе рассмотрен ряд конкретных примеров, из которых следует, что «закритические» состояния достаточно часто возникают при термомеханической обработке металлов. К примеру, они могут быть вызваны процессами пластического деформирования металла, который был абсолютно устойчив к расслоению в отсутствии механической нагрузки. Приведены экспериментальные данные, подтверждающие основные выводы разработанной теории вязко-хрупкого перехода.

Дополнительно к этому в качестве практических приложений разработанной теории было показано, что такие явления как хладноломкость, различные варианты отпускной хрупкости и обратимая водородная хрупкость являются частными случаями проявления вязко-хрупкого перехода. В каждом конкретном случае этот переход инициируются процессами спинодального распада по некоторой вполне определенной совокупности примесных и/или легирующих элементов, входящих в состав металла. Поэтому, несмотря на то, что каждое из перечисленных явлений характеризуется своим специфическим температурным интервалом аномалий физико-механических свойств, все эти явления вызваны общим флуктуационным механизмом, связанным с критическим поведением пластически деформируемых твердых растворов.

В четвертой главе дан критический обзор литературы по проблеме аномально ускоренного диффузионного массопереноса при интенсивной пластической деформации твердофазных металлических систем. Результаты главы сводятся к следующему.

1. Установлено, что сдвиговые напряжения вносят значительный вклад в ускорение процессов диффузии. Получены количественные соотношения, устанавливающие связь между диффузионными потоками и величиной сдвиговых напряжений..

2. Показано, что при ударных металлических воздействиях процесс диффузии может осуществляться в режиме волнового распространения. При этом происходит конвективное продвижение атомов примеси сквозь кристаллическую решетку металла. Волновой диффузионный процесс может протекать в отсутствии градиентов концентрации примеси.

3. Установлено, что аномально быстрый диффузионный массоперенос при интенсивном пластическом деформировании металлов является сложным и многофакторным процессом. В совокупности скорость массопереноса определяется величиной сдвиговых напряжений, температурой нагрева в результате пластического деформирования и неравновесностью структурнофазового состояния среды, подвергнутой механическому воздействию.

4. Установлено, что деформационно-индуцированные процессы миграции межкристаллитных границ и процессы полиморфных превращений мартенситного типа интенсифицируют процессы диффузии за счет аномального повышения концентрации неравновесных вакансий в объеме твердой фазы.

5. Предложен вакансионный механизм распространения усталостных трещин.

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ РАБОТЫ 1. Показано, что незамкнутые тонкие слои поверхностно-активного расплава, возникающие на межкристаллитных границах твердой фазы, в механическом отношении эквивалентны реальным микротрещинам. При пластическом деформировании металла в них создаются условия для кавитации жидкой фазы и зарождения первичных очагов разрушения металлов в твердо-жидком состоянии. Эти процессы являются основной причиной экспериментально наблюдаемых явлений красноломкости, околосолидусной хрупкости и эффекта Ребиндера в сталях и сплавах.

2. Предложена многоуровневая модель процессов пластического деформирования и разрушения нанокристаллических и аморфных металлов и сплавов. На множестве нанокристаллитов (макроскопический уровень) процессы пластического деформирования и разрушения определяются коллективным поведением макродислокаций - линейных дефектов упаковки поликристаллитов. В объемах нанокристаллитов (мезоуровень) протекает адаптационная деформация, сохраняющая равноосную форму нанозерен. Она осуществляется процессами деформационных структурно-фазовых превращений. На микроуровне процесс движения макродислокаций поддерживается диффузионным массопереносом по межзеренным и межкристаллитным границам и стыкам зерен.

3. На основе численного анализа уравнения Клапейрона-Клаузиуса и аналитических расчетов положения спинодалей испарения твердой и жидкой фаз определен вид диаграмм агрегатных состояний для ряда монокристаллических и нанокристаллических металлических систем на основе железа. Показано, что на плоскости «давление - абсолютная температура» линии плавления могут быть продолжены в область отрицательных давлений вплоть до значений, близких к абсолютному нулю температуры, и всегда располагаются выше спинодали испарения жидкой фазы. Температуры плавления межзеренных границ при любых значениях давления всегда оказываются значительно ниже температур плавления монокристаллов.

Температуры плавления нанокристаллических металлов уменьшаются с увеличением объемной доли межкристаллитных границ в наноструктуре.

4. Показано, что процессы зарождения и развития первичных очагов разрушения в металлах и сплавах представляет собой взаимосвязанную последовательность локальных агрегатных превращений, связанных с деформационным плавлением и сублимацией твердой фазы, протекающих в местах наибольшей концентрации растягивающих напряжений.

5. Показано, что характерный для усталостного разрушения волнообразный рельеф излома может возникать в результате периодического чередования нескольких процессов структурно-фазовых превращений. Они включают процессы образования наноструктуры вблизи острия трещины, деформационное плавление наноструктуры на стадии растяжения берегов трещины, образование изолированной усадочной поры перед острием трещины при кристаллизации расплава на стадии снятии растягивающей нагрузки и разрыва перемычки, разделяющей усадочную пору с объемом трещины на стадии повторного растяжения.

6. Для бинарного твердого раствора проведен расчет спектра флуктуаций химического состава высокотемпературной фазы, сильно переохлажденной в область абсолютно неустойчивых состояний, находящихся под спинодалью расслоения. Показано, что такие («закритические») состояния высокотемпературной фазы представляют собой модулированные по химическому составу К-структуры, период модуляции которых уменьшается с увеличением степени переохлаждения высокотемпературной фазы.

7. Показано, что дисперсии случайного распределения компонент тензора внутренних напряжений в критических и «закритических» состояниях пропорциональны упругим модулям металла, коэффициенту деформационного расширения кристаллической решетки при растворении примеси, и объему пика критических флуктуаций концентрации примеси. Величина дисперсии напряжений в «закритической» области состояний может значительно превышать напряжения, необходимые для разрушения металла.

8. Показано, что вязко-хрупкий переход является следствием критического поведения высокотемпературной неупорядоченной фазы, переохлажденной в область абсолютно неустойчивых фазовых состояний. Дана корректная физическая интерпретация известных экспериментальных данных, наблюдаемых при явлениях вязко-хрупкого перехода. Показано, что явления хладноломкости и отпускной хрупкости сталей и сплавов, а также эффекты водородного охрупчивания нанокристаллических систем на основе железа, являются частными проявлениями вязко-хрупкого перехода, вызванного конкретным типом примесного и/или легирующего элемента, вызывающего спинодальный распад в соответствующем для данной металлической системы интервале температур и давлений.

9. Показано, что при мощных ударных механических воздействиях аномально быстрый диффузионный массоперенос определяется несколькими основными факторами. К ним относятся значительное понижение энергии активации диффузии под действием сдвиговых напряжений, высокая температура разогрева при пластическом деформировании и структурнофазовые превращения в диффузионной зоне. Установлено, что процесс диффузии при ударных механических воздействиях может осуществляться в режиме волнового распространения примеси. Деформационно-индуцированные процессы миграции межкристаллитных границ и процессы полиморфных превращений мартенситного типа ускоряют процессы диффузии в наноструктурах металлов за счет повышения концентрации неравновесных вакансий.

ЦИТИРОВАННАЯ ЛИТЕРАТУРА 1. Новиков И.И. Теория термической обработки металлов. М.: Металлургия, 1986. – 479 с.

2.Кристиан Дж. Теория превращений в металлах и сплавах. Ч.1. Термодинамика и общая кинетическая теория. М.: Мир, 1978. - 806 с.

3.Работнов Ю.И. Механика деформируемого твердого тела. М.: Наука, 1988. - 712 с.

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

5.Ландау Л.Д., Лифшиц Е.М. Статистическая физика. Ч.1. М.: Наука, 1978. – 583 с.

6.Скрипов В.П, Коверда В.П. Спонтанная кристаллизация переохлажденных жидкостей. М.:

Наука ГРФ-МЛ, 1984. - 232 с.

7.Бокштейн Б.С., Ярославцев А.Б. Диффузия атомов и ионов в твердых телах. М.: МИСИС, 2005. - 362 с.

8.Штремель М.А. Прочность сплавов. Ч.1. Дефекты решетки. М.: Металлургия, 1982. -280 с.

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ ДИССЕРТАЦИИ ОПУБЛИКОВАНЫ в 82 статьях, из них 7 - в Вестниках Российских государственных университетов, 36 - в Материалах международных конференций, 39 – в рецензируемых журналах.

СПИСОК СТАТЕЙ В РЕЦЕНЗИРУЕМЫХ ЖУРНАЛАХ:

1. Васильев Л.С, Теребова Н.С., Шабанова И.Н. О причинах хладноломкости сплавов // Металлы. - 1995. - № 1. - С. 108 - 114.

2. Васильев Л.С., Ломаева С.Ф. К проблеме низкотемпературной хрупкости сплавов // Металлофизика и новейшие технологии. - 1997. - Т. 19. - № 7. - С. - 71.

3. Васильев Л.С., Ломаева С.Ф. О возможном механизме околосолидусного охрупчивания сталей // Металлы. - 2000. - № 4. - С. 85 - 88.

4. Vasilyev L.S., Lomayeva S.F. The Mechanism of Superplasticity of Nanosize Structure Finely Dispersed Powders Prepared by Mechanical Milling in Liquid Hydrocarbon Enviroments // Phys. of Low Dim. Struct. - 2001. - № 3/4. - Р. 309 - 320.

5. Васильев Л.С. О красноломкости и околосолидусной охрупчиваемости сталей // Металлофизика и новейшие технологии. - 2001. - № 9. - С. 1221 - 1235.

6. Васильев Л.С., Ломаева С.Ф. К анализу механизмов, ограничивающих дисперсность порошков, полученных методом механического измельчения // ФММ. - 2002. - № 1. - С. 63 - 74.

7. Васильев Л.С. К теории пластического деформирования металлов с оплавленными границами // Металлы. - 2002. - № 1. - С. 112 - 122.

8. Васильев Л.С., Ломаева С.Ф. О пределе измельчения металлов методом механического диспергирования // Химия в интересах устойчивого развития. - 2002. - № 10. - С. 13 - 22.

9. Васильев Л.С., Ломаева С.Ф. Макродислокационная пластичность и сверхпластичность нанокристаллических и аморфных материалов // Известия ВУЗов. Физика. - 2002. - № 8. - С. 20 - 25.

10. Vasilyev L.S., Muravyov A.E., Lomayeva S.F. The problem of K-states and high-temperature concentration phase discontinuity. AFM, TEM, and FIM investigations // Phys. of Low Dim. Struct. - 2002. - № 5/6. - P. 193 - 200.

11. Васильев Л.С. Ломаева С.Ф. Механизм насыщения нанокристаллических порошков примесями внедрения при механическом диспергировании // Коллоидный журнал. - 2003. - № 5. - С. 694 - 705.

12. Васильев Л.С., Ломаева С.Ф. К анализу механизмов пересыщения металлических порошков примесями внедрения в условиях механоактивации // Металлы. - 2003. - № 4.- С. 48 - 59.

13. Васильев Л.С., Муравьев А.М., Ломаева С.Ф. Проблема К-состояний и высокотемпературная концентрационная фазовая неоднородность АСМ, РЭМ и ПИМ –исследования // Микросистемная техника. - 2003. - № 4. - С. 15 - 18.

14. Vasili’ev L.S., Lomayeva S.F. On the analysis of mechanism of supersaturation of metal powders with interstitial impurities during mechanoactivation // J. Mater.

Science. - 2004. - V. 39. - P. 5411 - 5415.

15. Васильев Л.С., Ломаев И.Л., Елсуков Е.П. К анализу механизмов эволюции наноструктур и деформационного растворения фаз в металлах // ФММ. - 2006. - Т. 102. - № 2. - С. 201 -213.

16. Васильев Л.С., Ломаев И.Л. О возможных механизмах эволюции наноструктур при интенсивной пластической деформации металлов и сплавов // ФММ. - 2006. - Т. 101. - № 4.- С. 417 - 424.

17. Васильев Л.С. Критическое поведение распадающихся твердых растворов и проблемы отпускной хрупкости сталей // Известия РАН. Серия физическая. - 2006. - Т. 70. - № 4.- С. 566 - 568.

18. Васильев Л.С., Ломаева С.Ф. Об особенностях термодинамических условий реализации кинетических процессов в металлах при механосинтезе // Физика и химия обработки материалов. - 2006. - № 6. - С. 75 - 84.

19. Васильев Л.С. Возможные механизмы зарождения первичных очагов разрушения при деформационных агрегатных превращениях твердых тел. Ч.1.

Деформационно-индуцированная неустойчивость кристаллических решеток // Металлы. - 2007. - № 4. - С. 71 - 76.

20. Васильев Л.С. Возможные механизмы зарождения первичных очагов разрушения при деформационных агрегатных превращениях твердых тел. Ч. 2.

Роль агрегатных фазовых переходов // Металлы. - 2007. - № 6. - С. 100 - 106.

21. Васильев Л.С., Карбань О.В. Анализ механизмов пластичности и разрушения нанокерамических материалов на основе оксидов металлов // Стекло и керамика. - 2007.- № 6. - С. 11 - 18.

22. Васильев Л.С., Ломаева С.Ф. Изменение температурного режима при механоактивации металлических систем // Химия в интересах устойчивого развития. - 2007. - Т. 15. - № 2. - С. 29 - 34.

23. Васильев Л.С. Структурно-фазовые превращения в металлах при зарождении и росте усталостных трещин // Химическая физика и мезоскопия. - 2007. - Т. 9. - № 4. - С. 384 - 391.

24. Васильев Л.С. Возможные механизмы зарождения первичных очагов разрушения при деформационных агрегатных превращениях твердых тел. Ч. 3.

Кинетические механизмы зарождения первичных очагов локального плавления // Металлы. - 2008. - № 1. - С. 82 - 87.

25. Васильев Л.С. Возможные механизмы зарождения первичных очагов разрушения при деформационных агрегатных превращениях твердых тел. Ч.4.

Кинетические механизмы зарождения первичных очагов разрушения в твердом теле // Металлы. - 2008. - № 1. - С. 88 - 94.

26. Васильев Л.С. Зависимость плотности сегрегаций от структуры межзеренных границ, зарождающихся в процессах механосплавления // Химическая физика и мезоскопия. - 2008. - Т. 10. - № 1. - С. 55 - 62.

27. Васильев Л.С. Модулированные К-структуры в закритической области существования расслаивающихся твердых растворов // Известия РАН. Серия физическая. - 2008. - Т. 72. - № 8. - С. 1130 - 1132.

28. Васильев Л.С., Ломаева С.Ф. Топологические дефекты дислокационного типа и механизмы пластичности и разрушения наноструктурированных и аморфных материалов // Известия РАН. - Серия физическая. - 2008. - Т. 72. - № 8. - С. 1137 - 1140.

29. Васильев Л.С. Механизмы преобразования структуры межзеренных границ при деформировании нанокристаллических металлов и сплавов // Химическая физика и мезоскопия. - 2008. - Т. 10. - № 2. - С. 174 - 180.

30. Васильев Л.С., Ломаев И.Л. Механизмы ускорения процессов диффузии при деформировании нанокристаллических структур металлов и сплавов // Химическая физика и мезоскопия. - 2008. - Т. 10. - № 3. - С. 325 - 331.

31. Васильев Л.С. Механизм формирования предельного состояния наноструктур металлов при пластическом деформировании // Металлы. - 2008. - № 3 - С. 33 - 43.

32. Васильев Л.С., Ломаев С.Л. Влияние деформационного взаимодействия атомов примеси на положение спинодали расслоения твердых фаз // Химическая физика и мезоскопия. 2009. – Т. 11. - № 1. - С. 92 - 97.

33. Васильев Л.С., Ломаев И.Л., Елсуков Е.П. Кинетика растворения фаз при деформировании наноструктурированных металлов и сплавов // ФММ. - 2009. - Т. 107 - № 2 - С. 152 - 162.

34. Васильев Л. С. К теории аномально высокой скорости диффузии в металлах при ударных воздействиях. Ч.1. Основные уравнения диффузионного массопереноса при пластическом деформировании материалов // ФММ. - 2009.

- Т. 107. - № 4. - С. 353 - 363.

35. Васильев Л. С. К теории аномально высокой скорости диффузии в металлах при ударных воздействиях. Ч.2. Влияние сдвиговых напряжений и структурно-фазового состояния диффузионной зоны на скорость массопереноса // ФММ. - 2009. - Т. 107. - № 5. - С. 459 - 467.

36. Васильев Л.С. К теории предельных состояний наноструктур деформированных твердых тел // ЖЭТФ. - 2009. - Т.136. - Вып. 2. - С. 254 - 264.

37. Васильев Л.С., Ломаева С.Ф. Структурно-фазовые превращения в металлах при формировании поверхности усталостного излома в металлах и сплавах // Известия РАН. Серия физическая. - 2009. - Т. 73. - № 7. - С. 943 - 946.

38. Васильев Л.С., Ломаева С.Ф. Фазовые превращения при формировании первичных очагов разрушения в металлах и сплавах // Известия РАН. Серия физическая. - 2009. - Т. 73. - № 8 - С. 1098 - 1101.

39. Васильев Л.С. Механизм упорядоченного диффузионного массопереноса в металлах при ударных воздействиях // Известия РАН. Серия физическая. - 2009.

- Т. 73. - № 11 - С. 1624 - 1627.

Отпечатано с оригинал-макета заказчика Подписано в печать. Формат 60x84 1/Тираж 100 экз. Заказ № Типография ГОУВПО «Удмуртский государственный университет» 426034, Ижевск, ул. Университетская, 1, корп.4.






© 2011 www.dissers.ru - «Бесплатная электронная библиотека»

Материалы этого сайта размещены для ознакомления, все права принадлежат их авторам.
Если Вы не согласны с тем, что Ваш материал размещён на этом сайте, пожалуйста, напишите нам, мы в течении 1-2 рабочих дней удалим его.