Полигонизация при ползучести

Идея о том, что металлы, подвергаемые ползучести при высоких температурах, дробятся на субзерна, впервые была выдвинута Дженкинсом и Меллором. Однако данные, полученные металлографическим методом на железе и углеродистой стали, носили чисто качественный характер. Систематические исследования влияния условий ползучести на субструктуру алюминия провел Вуд. Разбиение пятен Лауэ исходного кристалла свидетельствовало о полигонизации. Тем не менее в работе предлагалось одновременное протекание процессов фрагментации и деформации, а не в два этапа — деформация с последующим разупрочнением. Авторы работы придерживаются того мнения, что в цинке, претерпевшем ползучесть, не могут быть одновременно и субзерна, и линии скольжения, в то время как в магнии скольжение и образование субграниц не исключают друг друга. Таким образом, вопрос о том, считать субструктуру, формирующуюся при ползучести, следствием деформации (разупрочнения) или итогом процесса, сопутствующего деформации, является дискуссионным.
С помощью электронномикроскопических исследований удалось показать, что на ранних стадиях неустановившейся ползучести происходит перестройка ячеистой структуры деформации, образованной дислокационными скоплениями, в полигонизованную структуру. Дислокационные сплетения путем скольжения и переползания дислокаций рассеиваются, соседние ячейки объединяются и образуются субзерна с относительно свободными от дислокаций областями. Авторы работы полагают, что наблюдаемые ими плоские скопления дислокаций являются местами формирования субграниц. При исследовании ползучести алюминия было показано, что полосы перегиба (участки с локальным изгибом решетки) полигонизуются сильнее. Размер субзерен в полосе перегиба меньше, чем вне ее. Такой же характер формирования субструктуры внутри и вне полос скольжения наблюдался при высокотемпературной ползучести монокристаллов меди. Эти данные свидетельствуют о том, что полигонизация при ползучести является процессом разупрочнения, развивающимся после деформации.
Интересны три аспекта проблемы, связанные с субструктурой: размер субзерна, плотность дислокаций внутри полигонов и разориентировка между элементами субструктуры. Следует отметить, что количественные характеристики полигонизации при ползучести весьма противоречивы. В ранних работах Вуда показано, что размер субзерен увеличивается с повышением температуры или с уменьшением величины приложенных напряжений. Если металл с мелкими субзернами, образованными при ползучести с высоким напряжением σ, подвергнуть испытанию с меньшим σ, то размер субзерен увеличится и будет соответствовать меньшему σ. В работе предложена следующая зависимость:

где L — размер субзерна. В работе, однако, обнаружена более слабая зависимость:

Большой интерес представляет вопрос о влиянии легирования на размер субзерен. Бурке и Шерби не выявляют заметного влияния примесей на размер субзерен. Однако в работах содержатся данные об измельчении субзерен в присутствии примесей. Противоречивы данные и о влиянии предварительно созданной структуры на скорость установившейся ползучести εs и характерную для нее субструктуру. В работах отмечается, что к стадии установившейся ползучести формируется один и тот же размер субзерна в данном материале независимо от его предыстории, и εs зависит только от условий испытания. В других работах показано, что εs и субструктура различно обработанных образцов неодинаковы.
Применение современных методов структурного анализа позволило выявить образование в процессе ползучести субзерен различных масштабов. В работе предполагается, что средняя величина свободного пробега подвижных дислокаций ограничена самыми мелкими блоками и скорость ползучести лимитируется перемещением дислокаций в объеме этих блоков. Аналогичный вывод содержится в работе.
Интересен вопрос о плотности дислокаций ρ, осуществляющих деформацию на второй стадии ползучести. По мнению авторов, в субграницах р изменяется в большей степени, чем в объеме субзерен. Другие авторы отмечают значительную неоднородность в распределении дислокаций, формирование новых субграниц. В некоторых работах исследована связь экспериментально определимой плотности дислокаций и условий испытания. Например, для кристаллов LiF в предлагаются следующие зависимости:

Здесь ρ — плотность хаотически распределенных дислокаций.
Рассмотрим несколько подробнее наиболее известные в настоящее время дислокационные механизмы ползучести, учитывающие в явной форме разупрочнение, осуществляемое с помощью процессов полигонизационного типа. Следует, однако, отметить, что ни одна из известных теорий не может описать полную кривую ползучести. Все они в основном относятся к установившейся стадии. Кроме того, характерной особенностью этих теорий является не ввод в уравнение для скорости деформации количественных параметров субструктуры, сформировавшейся к началу стационарной ползучести и закономерно изменяющейся на второй стадии, а лишь учет одного из элементарных процессов полигонизации, посредством которого, по мнению авторов, осуществляется разупрочнение на второй стадии.
Одной из первых дислокационных теорий ползучести является теория Виртмана, исходящая из представлений Мотта об определяющей роли переползания заблокированных дислокаций в свободные плоскости скольжения. Виртманом предложена следующая дислокационная модель; на среднем расстоянии 2L расположены две группы нагроможденных дислокаций (дислокационные скопления). Из-за препятствий дислокации не могут перемещаться в своих плоскостях скольжения. Предполагается существование напряжения σвн, действующего на дислокацию в направлении, перпендикулярном к плоскости скольжения. В результате дислокация переползает, испуская или поглощая вакансии, при этом равновесная концентрация вакансий изменяется. Установившаяся ползучесть будет достигнута, когда напряжение, обусловленное градиентом концентрации вакансий, уравновесится внутренним напряжением. Следовательно, скорость ползучести зависит от скорости переползания дислокаций, которая определяется потоком вакансий, диффундирующих к дислокациям или от нее. Определяя градиент концентрации вакансий около переползающих дислокаций и учитывая наличие плоских скоплений дислокаций, Виртман получил зависимость

где Dсд — коэффициент диффузии; b — вектор Бюргерса; G — модуль сдвига; τ — приложенное напряжение; N — число источников дислокаций на единицу объема.
При умеренных уровнях напряжений выражение в скобках невелико и уравнение (62) дает степенную зависимость скорости установившейся ползучести от напряжения.
Контролирующим процессом ползучести в другой дислокационной теории было принято неконсервативное движение винтовых дислокаций с порогами. Барретт и Никс внесли наибольший вклад в разработку этой теории. При скольжении винтовых дислокаций пороги должны переползать, т. е. при своем движении дислокации испускают либо поглощают вакансии. К началу установившейся стадии число порогов, испускающих и поглощающих вакансии, принимается одинаковым, и для εs получено соотношение

где В — постоянная, равная примерно 20; ρ — плотность подвижных дислокаций; l — расстояние между порогами.
Обе теории имеют ряд недостатков. Так, в теории Виртмана предполагается существование плоских скоплений дислокаций, которые не наблюдаются в ОЦК-металлах. Кроме того, не представляется возможным экспериментальное определение числа источников дислокаций и его зависимость от напряжения. В теории Барретта фигурирует трудно определимая величина р. Неизвестна зависимость расстояния l от σ. Экспериментальные исследования показывают, что основная доля в общей плотности дислокаций принадлежит краевым дислокациям. Субграницы при ползучести представляют собой сетки или однорядные стенки дислокаций, имеющие краевые и винтовые компоненты. В связи с этим возникает необходимость в поиске новых соотношений для εs. Использовав представления дислокационной динамики, В. С. Иванова и В. А. Ермишкин предложили формулу

где m и σ0 — константы, зависящие от температуры и природы материала; α — коэффициент, зависящий от материала образца, его размеров и упругости силовой цепи машины. Авторы нашли удовлетворительное соответствие экспериментальных результатов на монокристаллах молибдена и вольфрама предложенной ими зависимости, однако при выводе формулы не были учтены роль переползания дислокаций в высокотемпературной деформации ползучести и особенности дислокационной структуры, формирующейся в этих условиях деформации в ОЦК-тугоплавких металлах с высокой энергией дефектов упаковки.
Этих недостатков лишена теория, предложенная Л. И. Ивановым и В. А. Янушкевичем для ОЦК-металлов и обоснованная ими экспериментально. Контролирующим процессом авторы считают переползание и аннигиляцию краевых дислокаций разного знака на границах микроблоков. При выводе формулы авторами сделан ряд предположений: различные системы скольжения в ОЦК-металлах действуют независимо друг от друга; в микроблоке на данной плоскости скольжения находится лишь один дислокационный источник; элементарным актом пластической деформации является прохождение дислокации через все сечение, образуемое плоскостью скольжения; в ОЦК-металлах более вероятно наличие одиночных дислокаций, чем плоских скоплений. Авторами получена следующая зависимость скорости стационарной ползучести γ от температуры и напряжения:

где σ — средняя величина нормальных напряжений, действующих на краевые дислокации в направлении вектора Бюргерса; τ — приложенные касательные напряжения; с — средняя концентрация вакансий; Dv — коэффициент объемной диффузии вакансий; cDv — коэффициент самодиффузии; η — коэффициент экранировки, примерно равный 0,3 для чистых ОЦК-металлов; λ, ψ — коэффициенты порядка единицы.
Имеются и другие попытки теоретического рассмотрения деформации ползучести, например феноменологический подход Б. А. Мовчана и Н. М. Нероденко. В основу положена упрощенная модель деформируемого твердого тела, содержащего равномерно распределенные и независимо активируемые источники сдвиговой деформации.
В работе А. Л. Ройтбурда, М. П. Усикова и Л. М. Утевского предполагается, что основным элементом дислокационной структуры ползучести являются геликоидальные дислокации.
Одна из лучших моделей стационарной ползучести — это модель, основанная на динамическом равновесии деформационного упрочнения и термического разупрочнения. Эта идея, впервые сформулированная Бейли и Орованом, в последнее время нашла развитие в работах. Интересно отметить, что модель Виртмана находится в согласии с теорией возврата, а именно: размножение дислокаций и их закрепление у препятствий — упрочнение, аннигиляция и переползание дислокаций — возврат. По Оровану

где σi — внутренние напряжения; h — скорость деформационного упрочнения; r — скорость возврата.
Развивая теорию ползучести с учетом возврата, Легборг предположил, что дислокации образуют трехмерные сетки. Подвижные дислокации захватываются сетками, что приводит к упрочнению. Одновременно происходит возврат, который осуществляется путем роста малых ячеек и сопровождается уменьшением плотности дислокаций. Согласно Легборгу, скорость изменения плотности дислокаций может быть представлена уравнением

где M — подвижность переползающих дислокаций; L — средний путь свободного пробега дислокаций; τ — натяжение дислокационной линии.
Прирост плотности дислокаций на dp дает приращение деформации dε=bLdρ. Выражение 2Мτρ(t)2 характеризует скорость возврата — рост ячеек пространственной сетки

где τ/R — движущая сила переползания.
Поскольку в процессе установившейся ползучести dρ/dt=0, скорость стационарной ползучести в соответствии с (67)

В работе использование отмеченных выше представлений привело к уравнению

При малых скоростях деформации внешнее приложенное напряжение σ приблизительно равно внутреннему напряжению σi, т. е. σэф = 0. С увеличением скорости деформации возрастает разность σ и σi, т. е. σэф. В работе показано, что зависимость εs от σэф имеет степенной характер с существенно меньшим показателем степени n, чем зависимость εs от σ. Легборг предложил следующее уравнение для определения n:

Авторы работы показали, что σi уменьшается при повышении температуры испытаний и понижении σ.

---

• Влияние легирования на характер и текстуры роста зерен в металлах
• Движущая сила вторичной рекристаллизации в фольге
• Кинетика вторичной рекристаллизации в чистых металлах и слабо легированных сплавах
• Происхождение текстур первичной и вторичной рекристаллизации
• Движущие силы и кинетика вторичной рекристаллизации