WWW.DISSERS.RU

БЕСПЛАТНАЯ ЭЛЕКТРОННАЯ БИБЛИОТЕКА

   Добро пожаловать!

Pages:     | 1 ||

Как видно из рис. 3, зависимости u от предела текучести y при разных температурах в этих сплавах могут быть аппроксимированы прямыми u = 0(T ) +Ay, (11) где A 1.25, 0(T ) — предел прочности при y = 0, т. е.

предел прочности чистого алюминия. На рис. 2 крайние левые точки показывают его величину для Al 99.995% (данные автора). Подставляя ka из (9) в (6b) с учетом Рис. 3. Зависимость предела прочности u от предела текувторого соотношения (5), а также того, что y = my, где чести y в сплавах Al–Mg при 77 (1), 195-373 (2), 473 (3) и 573 K (4) [1,2]. y 3.5f [17], получаем теоретическую зависимость Физика твердого тела, 2005, том 47, вып. 240 Г.А. Малыгин предела прочности от предела текучести выражение mka B 1 + mka u = BIII(T ) + 1 + y, (12a) u = ln. (13) 3.5 1 + mka mka 1 + 3.5 y B y +3.5III(T ) где Как видно из рис. 5, при снижении температуры равно5/B = 222(bk )p/s, III(T ) =mIII(T ). (12b) f мерная деформация до образования шейки возрастает, а при увеличении предела текучести уменьшается. Но Она имеет тот же вид, что и эмпирическое соотэто уменьшение не настолько сильно и однозначно, как ношение (11). Выражение перед квадратной скобкой в случае, приведенном на рис. 1, поскольку наличие в (12a) при изменении величины параметра mka от атомов магния в твердом растворе затрудняет процесс до 30 [10] меняется в узких пределах 0.75-1, поэтому аннигиляции дислокаций.

в первом приближении его можно считать постоянным.

В таком случае в формуле (11) для коэффициента A и напряжения 0(T ) имеем соотношения A = 1 + B/3.5, 0(T ) =BIII(T ). Согласно (12b), при s = 0.5, = 0.5, 4. Влияние измельчения зерна p = 5 и bk = 10-2 параметр B = 1.4; следовательно, f A = 1.4, что близко к экспериментальной величине этого Как установлено в [4], при растяжении поликристалкоэффициента: 1.25.

лических образцов с размерами зерен меньше 10 µm Обращает на себя внимание, что в довольно широком наблюдается снижение величины равномерной деформаинтервале температур 200-400 K экспериментальные ции по мере измельчения зерен. На рис. 6 приведены точки на рис. 3 концентрируются вблизи одной прямой 2.

соответствующие данные [4] для аустенитной стали На температурных зависимостях предела прочности, как (Fe–30% Ni–0.045% C), имеющей ГЦК-решетку. Анализ показывает обработка данных для сплавов АМг2–АМгпоказывает, что для мелкокристаллических образцов (рис. 4), в этом температурном интервале наблюдаетнапряжение течения лучше описывается квадратичным, ся атермическое плато. Слева от него температурная а не линейным (2) законом сложения напряжений зависимость u контролируется термоактивированным движением дислокаций через систему неподвижных то2 1/чечных препятствий — атомов Mg в твердом растворе () = y2 + 3 1 - exp - mka, (14) со средним эффективным расстоянием между ними lMg c-1/2. Это обстоятельство объясняет тот факт, что в координатах uc-1/2-T экспериментальные точки где, согласно закону Холла–Петча, y = Ky d-1/2, для сплавов Al–Mg с разной концентрацией атомов d — размер зерна, Ky — постоянная Холла–Петча. Сомагния укладываются на одну кривую. В области плато гласно критерию (1) и закону упрочнения (14), для вев алюминиево-магниевых сплавах имеет место динамическое деформационное старение (эффект Портевена– Ле Шателье), что свидетельствует о высокой подвижности атомов магния в алюминиевой матрице в этом температурном интервале, стимулированной неравновесными деформационными вакансиями [18]. Выше температуры 400 K (0.43Tm, Tm — температура плавления) концентрация равновесных термических вакансий становится достаточной для того, чтобы атомы магния вследствие высокой диффузионной подвижности оказывали все меньшее и меньшее сопротивление перемещению дислокаций в твердом растворе Al–Mg. В результате напряжения течения с ростом температуры сильно снижаются. При этом, как видно из рис. 3 (кривые 3 и 4), по-прежнему выполняется соотношение (12a).

На рис. 5 приведена зависимость равномерной деформации от величины предела текучести в рассматриваемых сплавах при температурах 77 и 293 K. Теоретические кривые построены на основе формулы (6a) после подстановки в нее соотношений для 3 (4) и ka (9) Рис. 6. Зависимость величины равномерной деформации от с учетом (10), обозначений (12b) и соответствующих размера зерна в аустенитной стали при 293 K [4]. Теоретичечисленных параметров. В результате для u получаем ская кривая построена согласно выражению (16).

Физика твердого тела, 2005, том 47, вып. Анализ структурных факторов, определяющих образование шейки при растяжении металлов... личины равномерной деформации получаем выражение [14] Г.А. Малыгин. ФТТ 34, 9, 2882 (1992).

[15] Р. Бернер, Г. Кронмюллер. Пластическая деформация монокристаллов. Мир, М. (1969). 272 с.

1 + mka [16] T. Steffence, C. Schwink, A. Korner, H. Karnthaler. Phil. Mag.

u = ln.

y2 1/mka 1 1 A 56, 2, 161 (1987).

1 + mka - mka - 1 + mka 4 4 [17] Е.Ф. Дударев, Л.А. Корниенко. Изв. вузов. Физика 25, 8, (15) 69 (1982).

Подставляя в него y = Kyd-1/2, находим зависимость [18] Г.А. Малыгин. ФТТ 34, 8, 2356 (1992).

величины равномерной деформации от размера зерна u = mka 1+ mka ln, (16) 1/ 1 1 1+ mka - mka - 1+ mka k2 da 4 4 2 d где Ky d3 =.

mµ(bk ) f На рис. 6 теоретическая кривая демонстрирует зависимость u от d согласно (16) при ka = 4, d3 = 0.056 µm.

Указанное значение параметра d3 соответствует разумным значениям определяющих его параметров:

Ky = 0.3MPa · m1/2, = 0.5, µ = 83 GPa, bk = 10-2, f m = 3.

Таким образом, кривые деформационного упрочнения, основанные на физических микроскопических уравнениях, описывающих эволюцию плотности дислокаций при деформации, позволяют количественно проанализировать влияние тех или иных структурных факторов на соотношение между прочностью и пластичностью материала.

Список литературы [1] С.И. Гудков. Механические свойства промышленных цветных металлов при низких температурах. Металлургия, М.

(1971). 304 с.

[2] А.П. Смирягин, Н.А. Смирягин, А.В. Белова. Промышленные цветные металлы и сплавы. Металлургия, М. (1974).

488 с.

[3] Strenghening Methods in Crystals / Ed. R.B. Nicholson, A. Kelly. J. Wiley and sons, N.Y. (1971). 627 p.

[4] Б. Моррисон, Р.Л. Миллер. Сверхмелкое зерно в металлах. Металлургия. М. (1973). С. 181–205.

[5] А.И. Иванов, Ю.М. Платов. Радиационная физика металлов. Интерпериодика–Наука, М. (2002). 300 с.

[6] Е.Ф. Дударев, Л.А. Корниенко, Г.П. Бакач. Изв. вузов.

Физика 34, 3, 35 (1991).

[7] H. Mecking, U.F. Kocks. Acta Metall. 29, 11, 1865 (1981).

[8] Yu. Estrin, H. Mecking. Acta Metall, 32, 1, 57 (1984).

[9] Г.А. Малыгин. ФТТ 29, 7, 2067 (1987).

[10] G.A. Malygin. Phys. Stat. Sol. (a) 119, 2, 423 (1990).

[11] Г.А. Малыгин. УФН 169, 9, 979 (1999).

[12] Г.А. Малыгин. ФТТ 43, 10, 1832 (2001).

[13] U.F. Kocks, H. Mecking. Prog. Mater. Sci. 48, 3, 171 (2003).

4 Физика твердого тела, 2005, том 47, вып.

Pages:     | 1 ||



© 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.