ВУЗ: Не указан
Категория: Не указан
Дисциплина: Не указана
Добавлен: 29.02.2024
Просмотров: 165
Скачиваний: 1
Далее будет показано, что постоянная Аможет быть использована для установления связи между механическими свойствами в точках бифурка ций,отвечающих смене микромеханизма разрушения.
Трикрнтическая точка и ее особенности. Термодинамика неравновесных стационарных состояний и термодинамика равновесных состояний тесно связаны вблизи точек фазового перехода; обнаруживается сходство в по ведении различных систем, которые по своей природе совершенно различ ны [16, 17]. Вэтой связи представляет интерес анализ особенностей, свя занных с трикритической точкой при разрушении.
Как известно,при наличии трикритической точки линия фазовых перехо дов I рода расщепляется на три линии фазовых переходов IIрода. Так что трикритическая точка является точкой, в которой пересекаются линии об ратимых и необратимых переходов II рода с линией фазового перехода I рода. Вблизи трикритической точки три фазы А, В и Сстановятся неразли чимыми (в обычной критической точке становятся неразличимыми две фазы). Трикритическая точка обладает масштабной инвариантностьюи универсальностью. Масштабная инвариантность (скейлинг) означает, что все кривые, отвечающие уравнению состояния в этих точках, могут быть сведены к единой масштабно-инвариантной зависимости, а универсаль ность —возможность построения некоторого аналога таблицы Менделее ва, если разбить все системы по ’’классам универсальности”. Системы од ного класса универсальности имеют одни и те же критические показатели и одно и то же ’’скейлинговое” уравнение состояния [16].
Пластическую деформацию разрушения материала до недавнего времени представляли или с позиций механики деформируемого твердого тела с учетом определенных для конкретной модели реологических его свойств, или с позиций физики прочности на основе дислокационных и дисклинационных моделей, рассматривающих элементарные акты или этапы процес совпластическойдеформацииразрушения.Этиподходы оказались достато чно эффективными при решении определенного круга задач, однако для понимания всего процесса разрушения —от начальных стадий деформации, накопления повреждений и до его разрушения,а также причин перехода от стадии повреждения кстадии разрушения подходы оказались недостаточны
ми.Это связано с тем, что все существующие теории пластической деформа ции и разрушения основывались на рассмотрении твердого тела под наг рузкой как закрытой системы, в то время как металл под нагрузкой яв ляется открытой системой, обменивающейся с окружающей средой энер гией и веществом. Системы, находящиеся вдали от равновесия, являются нелинейными, и изменения,происходящие в них, начиная с некоторого мо мента носят необратимый характер [3,7].
Для описания системы необходимо применять принципы синергетики, из которых следует, что пластическую деформацию и разрушение необхо димо рассматривать как неравновесные фазовые переходы.Вобласти боль ших пластических деформаций, предшествующих разрушению, процесс формоизменения включает интенсивное диспергирование структуры [17]. Возникающие при пластической деформации ансамбли дислокаций вклю чают кооперативное взаимодействие множества дислокаций.
Для анализа условий достижения трикритической точки в системе ме
13
талл-нагружающее устройство рассмотрим условие реализации неравно весных фазовых переходов при пластическом деформировании металлов и сплавов. В.А.Павлов [5] на основе анализа структуры и свойств .метал лов и сплавов с предельно высокой степеньюдеформации пришел к выво ду,что в области высоких степеней деформации происходит процесс аморфизации структуры кристалла, приводящей в конечном итоге к формиро ваниюаморфной фазы. Эта аморфная структура является результатом процессов диспергирования и накопления дефектов решетки при развитии
ротационных мод деформации. Фазовый переход из кристаллического сос тояния в аморфное в соответствии с работой [5] реализуется при достиже
нии критических размеров кристаллических блоков и накопления дефек тов решетки. При этом процесс растянут во времени, так каккритические условия реализуются не сразу во всем материале, а в отдельных локаль ных областях. Наиболее убедительные данные о наличии фазовых перехо дов при пластической деформации были получены при комплексном иссле довании влияния легирования железа и никеля кремнием на их структу ру,механические и физические (магнитные) свойства.
Выбор кремния в качестве легирующего элемента обоснован тем,что он способствует образованию аморфного состояния сплава.Исследовали спла вы следующего состава (в мае. %): Ni + 1%Si, Ni-H-2,9%Si, Ni60Fe40 + l%Si, Ni60Fe*0 + 4,6%Si,Fe+1%Si,Fe + 3,2%Si (электротехническое желе зо). Исследования показали,что легирование Fe и Niкремнием приводит к немонотонной зависимости напряжения течения, твердости и магнитных свойств в области предельно высоких степеней деформации собразованием минимумов и максимумов. Отмечено улучшение магнитных свойств при достижении предельно высоких степеней деформации, что соответствует появлению в структуре аморфной фазы.Этот вывод подтвержден электрон но-микроскопическими исследованиями, показавшими,что после деформа ции, отвечающей ф= 99,0%и минимуму электромагнитных потерь, струк тура сплава Fe —3,2%состояла из двух фаз:кристаллической с сильно иска женной решеткой, характеризующейся на электронограммах сильно размы тыми дифракционными максимумами, и аморфной, характеризующейся
сплошнымиразмытымгало.. Полученные результаты хорошо согласуются с более ранними электромикроскопическими исследованиями ”in situ*' эволюции дислокационной структуры металлов у кончика трещины при ее росте [18-20].
Исследования проводили на утоненных объектах из никеля и алюминия чистотой (99,99%), сплавов циркония с 1%ниобия (до и после облучения), аустенитной нержавеющей стали СОХ16Н55НБ, а также пленках тех неция, меди, железа, аморфного сплава Fe-Ni, полученных напылением в ионном разряде или ионно-точечным вакуумным распылением металла на кристалл каменной соли. Использование тонких пленок,полученных этим способом, позволило получить равномерные по толщине пленки,что обеспе чивало возможность изучения микропроцессов разрушения в колонне электронного микроскопа с наблюдением за эволюцией разрушения ”in situ” по всей толщине пленки. Для исследования процессов, происходя щих в тонкой структуре тонких пленок в процессе пластической деформа ции, образцы пленки помещали на специальнуюподложку из платины или меди толщиной 50 нм. Деформирование образцов на подложке проводи
14
ли с помощью приспособлений для растяжения к электронному микро скопу JEM1000СХ и Темскан-ЮОСХ. Скорость перемещения захватов приспособления составляла 0,05 мкм/мин.
Проведенные эксперименты показали,что протекание процессов пласти ческой деформации и разрушения в пленках и утоненных объектах из мас сивных материалов идентично. Так как во всех исследованных материалах (кроме аморфной пленки) кинетика процессов была подобной,рассмотрим ее на примере алюминия (испытывали образцы размером 2X4 Х0,3 мм).
При прохождении пучка электронов через образец образуется один пря мой пучок и дифрагированные пучки. Если с помощью апертурной ди афрагмы объективной линзы выделить центральный пучок и получить изоб ражение в этом пучке, то изображение будет светлопольное. Изображение может быть получено любым из дифрагированных пучков или путем смещения диафрагмы в сторону от центрального положения, пока она не пропустит через себя дифрагированный пучок,или таким наклоном освети тельной системы электронного микроскопа,чтобы дифрагированный пучок проходил по оси объективной линзы. Врезультате получается темнополь ное изображение. Используя эту методику, получили важные сведения о поведении объекта под нагрузкой.
При исследовании алюминия с помощью режима микродифракции по лучали электронограмму от участка образца с микротрещиной, проводи ли индицирование электронограмм и далее получали электронно-микро скопические микрофотографии участка объекта в прямом и дифрагиро ванных пучках. Если участок образца находился в неотражающем положе нии, т.е. не выполнялись условия Брэгга для выбранного дифрагирован ного пучка, то на темнопольном изображении этот участок имел темный контраст. Вравной степени это относится и к аморфному состоянию мате риала, так как для аморфного материала условия Брэгга не выполняются из-за хаотического расположения атомов. Проводили измерение длин микротрещин на темнопольных изображениях, полученных в различных дифрагированных пучках, и сравнивали их с результатами измерения дли ны на светлопольномизображении,далее наклоняли образец на40° по отно шениюк падающему пучку и вновь проводили ту же операцию.
Для исследования структуры материала в вершине субмикротрещины с помощью полевой диафрагмы выделяли участок,расположенный непосред ственно у вершины субмикротрещины, и получали с него электронограм му. Темнопольные изображения получали введением на центр диффузион ного кольцевого рефлекса этого участка (с помощью наклона осветитель ной системы).
Проведенные эксперименты показали, что при приложении нагрузки образующиеся микротрещины распространяются в направлении, перпенди кулярном растягивающей нагрузке,т.е. реализовалось разрушение в усло виях микроотрыва. Рост субмикротрещины происходит скачкообразным слиянием этой субмикротрещины с микротрещиной, образующейся впе реди субмикротрещины, после того как у вершины субмикротрещины формировалась ’’бесструктурная” зона.
Важной особенностью, обнаруженной на всех стадиях роста трещины, явилось то, что экстинционные контуры не доходили (никогда!) до края субмикротрещины, а обрывались на некотором ее расстоянии.Это объясни
ли двумя факторами: либо тем, что область, в которой прерывается экстинционный контур, имеет кристаллографические плоскости, которые не находятся в отражающем положении для данного рефлекса, либо не кристаллическим состоянием этой области. Первый фактор был отведен по той причине,что при анализе других рефлексов эффект сохранялся.
Таким образом, остается другой фактор, обусловливающий обрыв экстинционного контура на некотором расстоянии отвершины трещины,— это переход в некристаллическое состояние. Такой вывод подтвержда ется и различием в размере субмикротрещин в темнопольном и светлополь
номизображениях.
Наиболее интересные результаты наблюдали [18] при исследовании разрушения облученного и необлученного циркониевого сплава с 1%Nb (облучение флюсами 1021 см-2 при 280°С). Облучение привело кпоявле ниюрадиационных дефектов облучения,равномерно распределенных по те лу зерна. Внекоторых случаях дефекты выстраивались в ряды, которые при переходе через границу изменяли направление. Образцы после различ ных степеней деформации (4,3 и 5,25%) выдерживали при постоянной наг рузке. Впроцессе опыта исследовали изменение длины размера зародыша
от времени (см.табл.4,5).
Анализ данных показал, что рост площади субмикротрещин нелинеен, причем наблюдалось изменение (увеличение и уменьшение) площади
зародыш трещины. Это отражалось и на расстоянии между субмикротре щинами,причем изменениерасстояниямеждусубмикротрещинами также не
являлось линейным.. Эти изменения связаны с тем,что одни зародыши уве личивались в размере, а другие уменьшались. Поведение аморфной пленки FeNi (электронографические исследования пленки в исходном состоянии выявили все признаки аморфного состояния) было подобным. Ввершине микротрещины также возникала утоненная зона, но в отличие от кристал лического материала она начинала распространяться с большими скоростя ми при малых начальных степенях деформации. Кинетика роста трещины в аморфном металле и в некристаллической зоне кристаллического металла была сходной.
Сопоставляя фазы, образующиеся при пластической деформации в опы тах ”in situ”, с энергетическим состоянием фаз, можно заключить, что спонтанное образование зоны, свободной от дислокаций, отвечает дости
жениюмаксимальной разупорядоченности в этой зоне, при которой энтро пия максимальнаи равна энтальпии.
Проведенные эксперименты ”in situ” [18-20] и определения изменения длин и площадей зародышей трещин,образующихся в аморфной зоне при постоянной нагрузке, убедительно доказали наличие неравновесных фазо вых переходов при росте трещины с образованием аморфной фазы. Далее эту фазу мы будем называть квазиаморфной,чтобы отличить ее от аморф ного состояния металла после сверхбыстрой закалки.
Проведенные исследования позволяют описать кинетику деградации структуры материала микрообразца следующимобразом:
1) по мере роста деформации формируется зона с предельной деформа цией,располагающаяся перпендикулярно растягивающей нагрузке (утонен ная зона);
16
Таблица5
Расстояние между субмикротрещинами для сплава циркония с 1%после облуче ния [18].
Расстояние,нм |
0 |
|
Времявыдержки,мин |
||
|
| |
I |
60 |
| 180 |
|
Отустья трещиныдоближайшего зародыша |
16 |
15 1 |
13 |
12 |
|
|
16 |
||||
Между средним иближайшим зародышем |
- |
|
- |
9 |
8,66 |
Между средним идальним зародышем |
- |
|
- |
1,33 |
1 |
2)в этой зоне происходит фрагментация структуры инакопление дефек
тов;
3)достигается стадия фрагментации, при которой в различных микрообъемах происходит фазовый переход из кристаллического состояния в
аморфное и исчезновение дислокаций;
4)дальнейшее повышение нагрузки приводит к образованию и залечи ванию зародышей трещины в квазиаморфных микрообъемах;
5)зародыши субтрещин за счет объединения увеличиваются в размере и становятся распространяющимися;
6)при движении субмикротрещин навстречу магистральной трещине происходит их скачкообразное слияние.
Таким образом,в свете подходов синергетики разрушение по механизму
микроотрыва следует рассматривать как критическое состояние, отвечаю щее трикритической точке,в которой при накоплении внутренней энергии критической величины сосуществуют три фазы: кристаллическая, квазиаморфная и деструктивная. Фазовый переход из кристаллической в квазиаморфную требует плотности энергии предельной деформации,равной пол ной энтальпии плавления,при этом переход квазиаморфной в деструктив ную (фазу с разорванными межатомными связями) происходит за счет
термической флуктуации.
Сучетом этих особенностей явление микроразрушения отрывом можно трактовать как результат кинетической деградации структуры, приводя щей кзарождению в квазиаморфной фазе деструктивной фазы критическо го размера, способной стабильно распространяться за счет высвобождаю щейся энергии. Переход к нестабильному росту трещины контролируется достижением критического размера зоны с деградированной структурой впереди трещины,обусловливающего нестабильность разрушения. Деграда циюструктуры металлов при деформации наиболее удобно изучать при усталости, когда к металлу в единицу времени "накачивается” определен ная порция энергии. Эволюция дислокационной структуры, приводящая к формированию локальной зоны, отвечающей локальной трикритической точке (рис. 4) при циклическом нагружении, рассмотрена в работе [21].
Фрагментация пластически деформируемого кристалла возникает при различных условиях нагружения вне зависимости от химического состава материала и его структуры [4]. Это позволило сформулировать принцип
2.Зак.1067 |
17 |