Выделении фаз, рекристаллизации

Внутреннее трение чувствительно не только к сдвиговым бездиф- фузионным фазовым превращениям, рассмотренным в разд. 6.3.1, но и к диффузионным фазовым и структурным превращениям. Рассмотрим некоторые примеры.

Рекристаллизация - это диффузионный процесс образования и роста новых равноосных зерен в деформированном поликристалле за счет деформированных зерен. Принято различать три стадии рекри- сталлизационных процессов.

Первичная рекристаллизация - это образование и рост зерен с более совершенной структурой, окруженных высокоугловыми границами, за счет исходных деформированных зерен гой же фазы. При этом в материале резко уменьшается плотность дислокаций. Основным термодинамическим стимулом первичной рекристаллизации является снижение избыточной объемной энергии, накопленной материалом в ходе деформации. Связь между температурой порога рекристаллизации TfKKp и температурой плавления Ти:[ (по шкале Кельвина) впервые установлена А.А. Бочваром (1927): 7,рекр/7’Г1Л = const (или Трскр = о.Гпл, а зависит от степени чистоты металла). Собирательная рекристаллизация - самопроизвольный, нормальный рост зерен, образовавшихся на стадии первичной рекристаллизации. Происходит уменьшение избыточной поверхностной энергии за счет уменьшения суммарной поверхности границ зерен, средняя величина зерна увеличивается. Вторичная рекристаллизация отличается от собирательной гем, что способностью к росту обладают только немногие из образовавшихся зерен.

Рекристаллизация устраняет структурные дефекты - в первую очередь уменьшает на несколько порядков плотность дислокаций, изменяет размеры зерен и может изменить их кристаллографическую ориентацию (текстуру). Рекристаллизация формирует новое равновесное состояние с большей термодинамической устойчивостью и влияет на все структурно-чувствительные свойства деформированного материала, в том числе и способность материала к рассеянию энергии механических колебаний.

При измерении температурных зависимостей внутреннего трения деформированного материала в области первичной рекристаллизации характерно формирование «псевдо» пика внутреннего трения. Пример формирования «псевдо» пика в холоднодеформированном

Al-(),3Mg сплаве при температуре около 250 °С на кривых ТЗВТ приведены на рис. 6.18, a [68J. Пик обозначен как Р1. Положение пика зависит от состава сплава и степени его деформации.

Сплав Al-0,3 %Mg после холодной пластической деформации 80 %

Рис. 6.18. Сплав Al-0,3 %Mg после холодной пластической деформации 80 %:

Р1 - «псевдо» пик ВТ, Р2 - термически активированный релаксационный пик; а - кривые температурной зависимости ВТ; б - кривые температурной зависимости ВТ с промежуточной 3-часовой изотермической выдержкой при 262 °С; вставка: 15 кривых амплитудной зависимости ВТ, измеренных друг за другом при 262 °С (f= 3 Гц)

Формирование Р1 «псевдо» пика происходит следующим образом. Фон внутреннего трения в деформированных металлах выше, чем в отожженном состоянии, из-за более высокой плотности дислокаций. Интенсивный рост фона начинается также при более низких температурах, чем после отжига. Низкотемпературная часть «псевдо» пика, представленного на рис. 6.18, есть ни что иное, как высокотемпературный фон ВТ материала, находящегося в деформированном состоянии. При нагреве образца в области температур рекристаллизации значения внутреннего трения начинают заметно снижаться по мере увеличения доли рекристаллизованного объема материала и соответствующего уменьшения общей плотности дислокаций в образце. Скорость снижения уровня ВТ зависит от скорости нагрева, состава сплава и степени его деформации. Положение Р1 пика отражает начало термодинамически необратимого перехода образца из одного состояния (деформированного) в другое, термодинамически более равновесное. Именно поэтому образующийся пик внутреннего трения можно назвать «псевдо» пиком, так как он не является воспроизводимым эффектом неупругосги в его классическом понимании, при охлаждении или повторном нагреве этого же образца он не будет более наблюдаться, а его положение не зависит от частоты колебаний.

Фон внутреннего трения в деформированном сплаве, формирующий «псевдо» пик, является термически активированным и его положение зависит от частоты измерения. При увеличении частоты колебаний, фон, как и термически активированные пики внутреннего трения, смещается в область более высоких температур. По смещению фона в зависимости от частоты колебаний можно определить эффективную энергию активации процессов, контролирующих фон внутреннего трения в деформированном состоянии. При температурах немного выше Р1 пика виден второй, термически активированный ник внутреннего трения. Его положение также зависит от частоты измерения. В общем случае взаимное расположение Р1 и Р2 пиков может меняться в зависимости от использованной частоты колебаний при измерениях, которая влияет на положение Р2 пика, а также степени деформации сплава и скорости нагрева, которые влияют на положение Р1 «псевдо» пика.

Если нри измерении температурной зависимости ВТ остановить нагрев при температуре рекристаллизации и проводить измерения временной зависимости ВТ, то по снижению уровня внутреннего трения можно проанализировать кинетику процесса рекристаллизации. Примеры измерения температурной зависимости внутреннего трения с промежуточной изотермической выдержкой в области температуры рекристаллизации для сплавов на основе алюминия приведены на рис. 6.18, 6 (Al-(),3Mg) и на рис. 6.19 (Al-0,3Fe и Al-5Mg-0,6Mn).

Температурные зависимости ВТ (?,) = 510  скорость нагрева и охлаждения 2 К/мин) с промежуточной изотермической выдержкой (1 - нагрев

Рис. 6.19. Температурные зависимости ВТ (?,) = 510 скорость нагрева и охлаждения 2 К/мин) с промежуточной изотермической выдержкой (1 - нагрев,

2 - охлаждение) и без изотермической выдержки (5): а - холоднодеформированный на 80 % сплав Al-0,3Fe, изотермическая выдержка 3 ч при 350 °С,/ = 0,3 Гц; б - холоднодеформированный на 67 % сплав Al-5Mg-0,6Mn, изотермическая выдержка 3 ч при 267 °С,/ = 1 Гц; на вставках показаны временные зависимости ВТ при изотермических выдержках 350 и 267 °С соответственно

Для определения кинетических параметров процесса рекристаллизации возможно использовать уравнение Аврами - Коломогорова:

где n(t) - доля рекристаллизованного вещества; В - параметр, зависящий от температуры; t- время рекристаллизации; к - коэффициент, зависящий от характера зарождения и роста зерен.

Величину п в любой момент времени можно определить из данных но внутреннему трению так:

долю нерекристаллизованного материала как 1 - и = (Q [(t) - Qir~')l KQis ' - Qif ') = AQ где Q~ ) - текущее значение внутреннего трения в момент времени /; Q,s~l - значение внутреннего трения в деформированном состоянии, то есть до начала рекристаллизации; Qif' - значение внутреннего трения после завершения рекристаллизации при данной температуре. Зависимость lg(ln(l/A<2') = lg(#)+ + kg(t) должна представлять собой прямую линию (у = а + Ьх), а значения lg(5) и к легко определяются по параметрам этой линии как а = lg(5) и b = к.

Определенной трудностью для экспериментатора является определение уровня внутреннего трения, который будет достигнут при «бесконечной» изотермической выдержке при выбранной температуре (Qif ')- Дополнительные неудобства может доставлять зернограничный пик внутреннего трения (на рис. 6.18 и 6.19 он обозначен как Р2), так как при определенных условиях его положение окажется сопоставимым с температурой изотермической выдержки, а высота Р2 пика будет также изменяться при выдержке. В холоднодеформи- рованном состоянии он может отсутствовать полностью или частично в зависимости от материала и степени деформации и вновь формироваться при протекании процесса рекристаллизации.

Кинетика снижения уровня фона внутреннего трения (его амплитудонезависимой или слабо амплитудозависимой части) при изотермической выдержке в ходе рекристаллизации хорошо коррелирует с данными по изменению твердости материала при гой же температуре. Это связано с тем, что уровень ВТ и значения твердости определяются в первую очередь плотностью и подвижностью дислокаций в материале. Если известна плотность дислокаций в деформированном состоянии и после отжига, то временная зависимость ВТ может быть

«перекалибрована» на плотность дислокаций, что позволяет оценить плотность дислокаций в любой момент времени. Если независимых данных о плотности дислокаций (А) нет, то она и средний размер дислокационного сегмента (/) могут быть оценены по нижеприведенным формулам при условии, что дислокации не образуют ячеистую или субзеренную структуру [69J:

Измерения кинетических кривых внутреннего трения при нескольких изотермических температурах, принадлежащих интервалу протекания первичной рекристаллизации, позволяют определить энергию активации процесса рекристаллизации. Изменение плотности дислокаций и напряжение их отрыва или размножения в ходе рекристаллизации можно изучать по кривым амплитудной зависимости внутреннего трения, измеренным в изотермических условиях. Примеры кривых АЗВТ, измеренных в области температур рекристаллизации, приведены на рис. 6.18, 6 (вставка) и 6.20. Непосредственно после нагрева сплава до температуры начала рекристаллизации (температура Р1 пика в сплаве А1-0,ЗСи 265 °С, кинетика исследовалась при 262 °С) в выбранном интервале амплитуд деформации (е < 5-10-4) в сплавах Al-(),3Mg (см. рис. 6.18) и А1-(),ЗСи (см. рис. 6.20) наблюдается практически линейная зависимость <2 '(?)> характеризующаяся тангенсом угла наклона АЗВТ (tgcti).

В ходе измерения последующих 24 кривых амплитудных зависимостей ВТ, что в общей сложности потребовало 180 мин, форма кривых АЗВТ меняется, постепенно преобразуясь из одностадийной в двухстадийную. Первая стадия АЗВТ по мере увеличения рекрисгал- лизационного отжига укорачивается, значения tgai этой стадии немного увеличиваются в результате облегчения движения дислокационных сегментов. Общий уровень внутреннего зрения при сопоставимых амплитудах деформации уменьшается из-за уменьшения плотности дислокаций в материале при изотермическом рекристаллизаци- онном отжиге. Критическая амплитуда перехода от первой линейной стадии АЗВТ ко второй с более сильной амплитудной зависимостью

(tgau) обозначена точкой еСГ2 (-3,5-КГ4 для сплава А1-(),ЗСи). При этом напряжении (о = Ее„2) в материале начинается микропластическая деформация в результате генерации новых дислокаций различными источниками под действием приложенных напряжений.

Двадцать пять последовательно измеренных кривых АЗВТ при 262 °С холоднодеформированного (е = 80 %) сплава А1-0,ЗСи; температура измерения соответствует температуре рекристаллизации [70]

Рис. 6.20. Двадцать пять последовательно измеренных кривых АЗВТ при 262 °С холоднодеформированного (е = 80 %) сплава А1-0,ЗСи; температура измерения соответствует температуре рекристаллизации [70]

В настоящее время все большее распространение получает интенсивная пластическая деформация, позволяющая сформировать субмикрокристаллическую или нанокрисгаллическую структуру в металлах и сплавах и тем самым значительно повысить комплекс эксплуатационных свойств. Процессы рекристаллизации при нагреве ограничивают стабильность структуры и применение таких материалов. Интенсивная пластическая деформация приводит не только к значительному росту прочностных характеристик, но и к повышению демпфирующей способности материала, а значит, к существенному повышению практически важного параметра Сугимото (см. главу 7 и, в частности, уравнение (7.2)). Например, амплитудонезависимый фон внутреннего трения в меди и нержавеющей стали увеличивается в 3-5 раз, также в 3-5 раз увеличивается предел текучести. Одной из точек зрения о природе повышения демпфирующей способности материалов при интенсивной пластической деформации является предположение о том, что оно достигается в результате зернограничного демпфирования при измельчении зерна и соответствующем увеличении объемной доли границ зерен [71J.

На рис. 6.21 приведены амплитудные зависимости внутреннего трения технически чистой меди. С увеличением степени деформации при равноканальном угловом прессовании (РКУП) одновременно увеличиваются амплитудозависимое ВТ, твердость (HRF от 40 до 96) и предел текучести (от 55 до 400 МПа). Параметр Сугимото а = Ч',, 1(5() i ао.2 [%-г/мм2] увеличивается от а ~ 8 в недеформирован-

ной меди до а -600 после РКУ-прессования ('Р0,а - индекс демпфирования, то есть величина рассеянной энергии за цикл колебаний (Ч* = 2nQ~') при амплитуде напряжения, соответствующей 0,1 от условного предела текучести оод)-

На кривых ТЗВТ деформированных образцов меди РКУП-1, -4, -8 (в = 1,15; 4,6; 9,2) наблюдается «псевдо» пик внутреннего трения, обусловленный рекристаллизацией (Р1 пик по аналогии с рис. 6.18, 6.19), а зернограничные ники отсутствуют. При скорости и нагрева 1 °С/мин температура пика 7,„i~216°C для образца РКУП-1 и ~ 140 °С для РКУП-4 и РКУП-8. Высота Р1 пика увеличивается вдвое с ростом и от 1 до 2 °С/мин и падает с увеличением частоты колебаний. Для Р1 пика не зависит, a QmГ1 зависит от частоты /. Т,„ зависит от скорости нагрева, пик ВТ сопровождается необратимым ростом модуля упругости (5...7 %) [72].

Амплитудные зависимости ВТ Си (99,95 %) до РКУП, РКУП-1, -4 и -8 проходов; вставка; зависимость индекса демпфирующей способности *Р = 2tiQ-100 % от величины

Рис. 6.21. Амплитудные зависимости ВТ Си (99,95 %) до РКУП, РКУП-1, -4 и -8 проходов; вставка; зависимость индекса демпфирующей способности *Р01 = 2tiQ_1-100 % от величины

условного предела текучести о0а (диаграмма Сугимото)

Изотермическая выдержка при 125 или 138 °С образца РКУП-4 приводит к падению высоты Р1 «псевдо» пика (рис. 6.22, а) и росту модуля упругости. Согласно законам диффузии, эффект падения внутреннего трения при часовой выдержке при 138 °С больше, чем при 125 °С: стартовые (б,/1) и конечные (б,/1) значения ВТ при изотермической выдержке указаны на рисунке. Видно, что процесс уменьшения высоты пика проходит в два этапа и при увеличении времени выдержки выходит на насыщение. На рис. 6.22, 6 показана кинетика рекристаллизации при 138 °С в координатах модели Аврами - Колмогорова. Для первой стадии рекристаллизации (до 20...25 мин) к = 1,3. Значение к= 1 в модели Аврами - Колмогорова соответствует выделению новых фаз (или образованию новых рекри- сталлизованных зерен) на границах существующих зерен. Полученные значения к близки к величине 1,14, установленной в результате независимых диффузионных испытаний.

На рис. 6.22, в приведены кривые амплитудной зависимости внутреннего трения, измеренные при 138 °С. Общие закономерности их изменения при изотермической выдержке при температуре рекристаллизации аналогичны тем, что были описаны выше для холодно- деформированных сплавов на основе алюминия: уровень ВТ первой стадии АЗВТ и значение критической амплитуды начала развития микропластичности снижаются с увеличением длительности рекри- сталлизационного отжига. Для сравнения приведена кривая АЗВТ при той же температуре после отжига образца при 350 °С (кривая 11).

Зернограничный (Р2) пик отсутствует на кривой ТЗВТ в ходе нагрева образцов РКУП-4 и РКУП-8 при температурах существенно выше начала рекристаллизации и появляется только после нагрева до температуры Тг. Эго говорит о том, что степень зернограничной релаксации определяется не только размером зерна, измельчение которого должно было бы привести к увеличению пика, но и строением самих границ зерен. Измельчение зерна не является достаточным условием для увеличения высоты соответствующего релаксационного максимума, и зернограничная релаксация не является причиной повышенной демпфирующей способности ульграмелкозернистых материалов.

Си 99,95 %

Рис. 6.22. Си 99,95 %: а - образец РКУП-4, кривая ТЗВТ (2 К/мин,/= 1 Гц) с непрерывным нагревом (/) и с часовой изотермической выдержкой при 125 (2) или 138 °С (3), повторная кривая ТЗВТ после нагрева образца РКУП-4 до 380 °С (2 К/мин,/ = 1 Гц); б - кинетика процесса рекристаллизации при 138 °С в координатах модели Аврами по данным ВТ; в - изменение АЗВТ при изотермической выдержке при 138 °С (кривые 1-10), кривая 11 измерена также при 138 °С, но после нагрева до 350 °С

Для оценки температуры Гг, после нагрева до которой возникает зернограничная релаксация, необходимо исследовать ТЗВТ образца в ходе нескольких последовательных нагревов с постепенным увеличением температуры отжига. На рис. 6.23 приведены результаты измерений ТЗВТ для частоты 1 Гц (в эксперименте использовались частоты I, 3, 10 и 30 Гц) для серии последовательных нагревов образца РКУП-8, прошедшего 30-минутный отжиг при 300, 350, 400 и 450 °С. В исходном деформированном образце зернограничный пик не наблюдается. После 30-минутного отжига при 300 °С удается выделить слабый ник в районе 250 °С. Его энергия активации достаточна низка - 1,16 эВ. Увеличение температуры отжига приводит к формированию ника, увеличению его энергии активации (после отжига при 450...550 °С, Н ~ 1,38 эВ) и уширению. Данные по активационным параметрам и компонентам уширения Р2 пика приведены в табл. 6.5. Увеличение температуры и времени отжига ведет к формированию выраженного зернограничного пика, повышению его энергии активации и уширению. На фоне общего уширения пика компонента рхо несколько уменьшается, а компонента (3//, наоборот, растет.

Образец Си РКУИ-8

Рис. 6.23. Образец Си РКУИ-8: серия последовательных измерений ТЗВТ (приведены данные только для частоты 1 Гц, скорость нагрева - 2 К/мин) образца в исходном состоянии (и 1) и после нагрева до 300 (;;2), 350 (нЗ), 400 (/;4), 450 (п5) и 550 (пб) °С с выдержкой 30 мин при указанной температуре

Вопреки классической теории, предсказывающей увеличение высоты ника с измельчением размера зерна, зернограничная релаксация (Р2 пик) в интенсивно пластически деформированных образцах вообще не наблюдается из-за неравновесного строения границ зерен. Более того, зернограничная релаксация подавлена также в образце, прошедшем первичную рекристаллизацию. Она проявляется только после отжига до температуры (7V), при которой строение границ зерен приближается к равновесному.

Параметры зернограничного пика в образце РКУП-8 в серии нагревов от 300 до 450 °С (нагрев со скоростью 2 К/мин, частота 1...30 Гц) [73]

Таблица 6.5

Состояние образца

Параметры зернограничной релаксации (Р2)

Я,эВ

т„, с

Рт

РгО

Р н

РКУ-8 в ходе 1-го нагрева до 300 °С

Выделить Р2 пик не представляется возможным

2-й нагрев после 30 мин при 300 °С

J J7±0.03

7,9-10‘14

4,2-3,8

1 ,24±0'

1483—1

3-й нагрев после 30 мин при 350 °С

j ^ | ±0,16

2,9-10“15

5,5-5,1

1,80й’'47

1874±25н

4-й нагрев после 30 мин при 400 °С

Ml*012

8,9-10-16

6,2-5,5

1,06*'58

3634±836

5-й нагрев после 30 мин при 450 °С

(,39*0.02

8,5-10 15

6,9-6,3

1,17^

2948±|29

6-й нагрев после 30 мин при 550 °С

1,38*°'os

8,7-10‘15

7,0-6,4

-

-

Аналогичные результаты получены для интенсивно пластически деформированных сплавов на основе Mg (AZ31) и А1 (Al-Mg-Mn-Zr). В этих материалах Грекр выше температуры, при которой может иметь место зернограничная релаксация. В отличие от меди, в сплаве AZ31 зернограничный ник (Р2) наблюдается в образцах РКУП при температуре около 150 °С, то есть ниже Р1 пика: Тт ~ 220 °С для РКУП-4 (размер зерна 2,7 мкм) и =250 °С для образца РКУП-1 (рис. 6.24, а). Параметры зернограничной релаксации в сплаве до деформирования: /7= 1,45 эВ, т0 = КГ18 с, рт = 2,7...4,5.

Кривые ТЗВТ

Рис. 6.24. Кривые ТЗВТ: а - сплав AZ31, РКУП-1, частота 0,5...32 Гц; б - сплав Al-4Mg-l ,5Mn-0,4Zr РКУГ1-6 при частоте 0,5...30 Гц;

область температур 175...325 °С укрупнена на вставке для первого (вверху) и повторного (внизу) измерения ТЗВТ [74]

В сплаве Al-Mg-Mn-Zr после РКУП-6 рекристаллизационный пик Р1 располагается при -470 °С (рис. 6.24, б), что значительно выше, чем возможное положение зернограничного ника. В районе 240 °С на кривых ТЗВТ наблюдается перегиб (верхняя вставка), положение которого не зависит от частоты колебаний. Данный перегиб почти исчезает после отжига выше 400 °С. Зернограничный Р2 пик в образце РКУП-6 Al-Mg-Mn-Zr выделить не удается. ЗГ пик виден на кривой ТЗВТ только при повторном измерении образца РКУП-6, нагретого в ходе первого теста до 570 °С, то есть значительно выше температуры рекристаллизации (нижняя вставка). Его энергия активации // = 2,3 эВ близка к энергии активации ЗГ пика в этом сплаве до деформации. В отличие от Си и AZ31 в сплавах системы Al-Mg-Mn-Zr влияние интенсивной пластической деформации на демпфирование при комнатной температуре меньше, что обусловлено сильным торможением дислокационного скольжения в геле зерна различными выделениями в этой системе как в отожженном, гак и деформированном состояниях.

Температурная зависимость внутреннего трения исследованных интенсивно пластически деформированных сплавов объясняется комбинацией двух максимумов различной природы: «псевдо» пик Р1 обусловлен структурной релаксацией при рекристаллизации деформированных образцов, а Р2 ник обязан своим появлением термически активированным релаксационным процессам зернограничного скольжения. Температурное положение Р2 пика, в отличие от Р1, зависит от частоты колебаний. В зависимости от химического состава, степени деформации образцов и условий измерений (частота колебаний, скорость нагрева), эти пики могут наблюдаться раздельно (если Т,„2 > Т„, (Си РКУП-4, -8)), накладываться друг на друга, образуя сложный пик (Си РКУП-1 и деформированный Al-0,3Mg Т,„ ~ Т,,а, AZ31 РКУП-1, -4 Т,„ 1 > 7)1,2), или отсутствовать (Р2 пик отсутствует в образцах РКУП-6 Al-Mg-Mn-Zr). Вопреки классической теории зернограничной релаксации, предсказывающей увеличение высоты зернограничного пика с уменьшением размера зерна, зернограничная релаксация (пик ВТ) в интенсивно пластически деформированных образцах вообще не наблюдается или сильно затруднена из-за неравновесного строения границ зерен, препятствующего зернограничному ироскальзованию. В ряде случаев зернограничная релаксация подавлена даже в образцах (медь), прошедших первичную рекристаллизацию, и проявляется только после отжига, при котором строение границ зерен приближается к равновесному.

Выделение фаз - это диффузионное фазовое превращение гомогенной системы в гетерогенную. Является одним из основных способов формирования требуемого комплекса механических и технологических свойств сталей и сплавов. Если при определенной температуре То имеет место фазовое превращение первого рода, то при температурах То + АТ будут одновременно сосуществовать две фазы. Приложенные циклические напряжения могут приводить к изменениям в степени превращения и приводить к аномалиям модулей упругости и внутреннего трения. Вблизи температуры полиморфного превращения наблюдаются максимумы внутреннего трения или скачкообразные изменения фона ВТ (Fe, Со, Ti, Zr, La, Tl, Nd, U).

Максимумы фазовых превращений не имеют дебаевской формы и их температурное положение не зависит от частоты, но имеет место его температурный гистерезис при нагреве и охлаждении. Высота такого нерелаксационного эффекта зависит от частоты измерения и скорости нагрева аналогично зависимости, характерной для мартенситного превращения, гак как высота пика внутреннего трения определяется количеством вещества, претерпевшего фазовое превращение в единицу времени.

Если речь идет не об аллотропическом превращении кристаллической решетки в целом, а о диффузионном процессе образования и роста вторичных фаз, сам по себе этот диффузионный процесс не приводит к значительным эффектам внутреннего трения. Однако эффект выделения или растворения фаз может существенно менять подвижность дислокаций и через подвижность дислокаций существенно влиять на неунругие свойства материалов.

Рассмотрим одну из моделей взаимодействия между дислокациями и выделениями второй фазы - рис. 6.25 [75J. Данная модель применима для сравнительно низкочастотного нагружения, гак как основным ее положением является «волочение» растворенных примесных атомов дислокацией, колеблющейся в поле приложенных напряжений. Механизм волочения возможен в том случае, если диффузионная подвижность растворенных атомов позволяет им успевать перемещаться вслед за дислокацией, что становится невозможным при высоких частотах нагружения. В таком случае необходимо рассматривать модели «отрыва».

Например, в двухкомпонентном сплаве, например Al-Mg, атомы второго компонента могут частично находиться в твердом растворе на основе кристаллической решетки металла-растворителя, а также участвовать в образовании новой фазы (в системе Al-Mg эго Р-фаза состава AljMg2). Из-за разницы в размерах растворенные атомы будут упруго притягиваться дислокацией (атомы Mg больше атомов А1, образующих кристаллическую решетку). Растворенные атомы и выделения фаз, имеющие различный размер, будут тормозить движение дислокаций, как схематично показано на рис. 6.25, а. При относительно низких температуре и приложенном напряжении сегменты дислокации будут прогибаться между слабыми точками закрепления, отстоящими друг от друга на расстояние /0. При повышении температуры и относительно невысокой частоте колебаний растворенные атомы начнут перемещаться диффузионным путем вслед за дислокациями, превращаясь в подвижные точки закрепления дислокации. Движение дислокации вместе с движущейся за ней «атмосферой» растворенных атомов называют «волочением», оно приводит к формированию дебаевского пика (см. уравнение (3.2)) на кривых температурной зависимости внутреннего трения. Степень и время релаксации в этом случае описываются следующими выражениями:

где Л, у, Ей, b и D - соответственно плотность и линейное натяжение дислокации, нерелаксированный модуль упругости, вектор Бюргерса и коэффициент диффузии растворенных атомов.

Схема взаимодействия дислокации с растворенными атомами

Рис. 6.25. Схема взаимодействия дислокации с растворенными атомами (волочение слабых точек закрепления, расстояние между атомами /0) и выделениями фаз (сильные точки закрепления, начальное расстояние между выделениями L,,) (а); температурные зависимости ВТ, обусловленные волочением растворенных атомов дислокацией, в зависимости от величины возвращающей силы, которая меняется в зависимости от расстояния между неподвижными точками закрепления L = /.(,(1+аД)(ехр(-ЕЛв7'))| для различных значений параметра а (б)

Противодействует изгибу дислокационного сегмента сила натяжения дислокации между неподвижными, или «сильными», точками закрепления, которыми в рассматриваемой модели являются выделения вторичных фаз. Возвращающая сила определяется расстоянием между сильными точками закрепления. При повышении температуры дислокация начнет либо преодолевать сильные точки закрепления, например путем их перерезания, либо, что более существенно, выделения второй фазы начнут растворяться при нагреве. Оба этих механизма приводят к уменьшению силы, возвращающей линии дислокации в исходное положение. Пик внутреннего трения превратится в фон внутреннего трения, когда возвращающая сила исчезнет полностью.

Полагая, что длина дислокационного сегмента (L), первоначально ограниченная двумя сильными точками закрепления, отстоящими друг от друга на величину L0, увеличивается с температурой пропорционально коэффициенту диффузии D, можно записать ее зависимость от температуры в виде L = Ln(l + aD0exp(-?'//rB7’)), где D0 и Е - соответственно предэксионенциальный фактор и энергия активации в уравнении диффузии; a - коэффициент пропорциональности.

Зависимости степени и времени релаксации от температуры в этом случае описываются следующими выражениями:

которые приводят к формированию ника ВТ, показанного на рис. 6.25, 6.

Хорошо исследованы эффекты выделения и растворения гидридов и дейгеридов в металлах IV и V групп табл. Менделеева (V-H, V-D, Nb-H, Та-Н, Та-D, Ti-H, Zr-H, Zr-D, Pd-H). При нагреве и охлаждении внутреннее трение резко возрастает при температуре начала выделения или растворения гидрида или дейтерида. Форма пика ВТ - X- образная, что обусловлено чрезвычайно высокой подвижностью атомов водорода в кристаллической решетке. Высота пика ВТ увеличивается с ростом содержания водорода или дейтерия. Во всех металлах имеется температурный гистерезис в положении пика при охлаждении и нагревании, который усиливается в ряду V-Ta-Nb-Pd-Ti.

 
Посмотреть оригинал
< Пред   СОДЕРЖАНИЕ ОРИГИНАЛ   След >