Файл: Синергетика и усталостное разрушение металлов..pdf

ВУЗ: Не указан

Категория: Не указан

Дисциплина: Не указана

Добавлен: 29.02.2024

Просмотров: 110

Скачиваний: 1

ВНИМАНИЕ! Если данный файл нарушает Ваши авторские права, то обязательно сообщите нам.

Достигнутыепереохлажденияна каплях металладиаметром 10—15мкм [13]

Металл

Тт = Тк

Тт , К

{Тт -Тк)1Тт *

Sn

391

504,9

0,77

Ga

349

570,5

0,61

Pb

353

600,4

0,59

Bi

363

544,0

0,67

А1

403

933

0,43

Ag

500

1234

0,41

Au

503

1336

0,38

Мл

581

1617

0,38

Ni

592

1726

0,34

Co

603

1768

0,34

Fe

568

1807

0,31

Pd

(505

1825

0,33

Pt

643

2042.

0,31

Для установления связи между Rc>ТСТи Тт нами были использованы расчетные данные по критическим скоростям охлаждения Rc на основе соотношения (3), приведенные в [11], и экспериментальные данные, по­ лученные в работе [13], по изменению величины переохлаждения для различных металлов в зависимости от ихтемпературы плавления.

Исследования в [13] проводили на малыхкапляхдиаметром 10—15 мкм в условиях гомогенного образования зародышей кристаллизации. Эти результаты представлены в таблице совместно с данными по температуре плавления этих металлов. Анализ экспериментальных данных показал, что зависимость приведенного переохлаждения в виде (Гпл - ТК)/ТПЛ- = ATJTUд от температуры плавления может быть аппроксимирована двумя участками прямых, пересекающихся в точке Fc, с координатой *TJTnл = 0,48 и Гпл = 600 К (рис.4).

Вобщем виде линейный участок этой зависимости при Т > 600 К можно представить в виде

(^пл —ТК)1ТПЛ= Ак —(ЗТПЛ,

(9)

где Ак - отрезок прямой, отсекаемый на оси ординат при экстрапрляции линейной зависимости от Гпл = 0, 0 - тангенс угла наклона прямой к оси абсцисс. Для изученных в работе [13] металлов с температурой плавления

>600К/3=0,13-103 1/К.

По своей физической сутиАк характеризует максимальное переохлаж­ дение,достигаемое при критической для кристаллизации скорости охлаж­ дения Rk, при котором ещ возможно образование зародыша кристалли­ ческой фазы.На основе соотношения (9) Ак можно выразить как

Ак - {Tan — +^7,пл- (10)

Для получения зародыша стеклообраэующей фазы требуется крити­ ческое переохлаждение AR расплава, отвечающее критической скорости

240



А7п / 7пл

Рис.4. Зависимость приведенного переохлаждения Дп/Гпл от температурыплав­ ления (Гдл)

переохлаждения Rc. Приняв, что какпри кристаллизации,так и при стек­ ловании сплава, характеризуемого температурой плавления Гпл,коэффи­ циент Р остается постоянным,Ак с учетом соотношения (9) можно выра­ зить как

Ar ~ (^пл ~ ^ст)/^пл+ 0^пл*

(11)

Так как значениям Ак и AR отвечают вполне определенные критичес­ кие скорости охлаждения Rk и Rc соответственно, а зависимость приве­ денного охлаждения от температуры плавления определяется постоянным

для металлов с разной температурой плавления коэффициентом Р,то сле­ дует ожидать и наличия единой связи Ar-Rc (или Ak-Rk) для различ­

ныхсплавов.

Для установления вида связи между ARи Rc различных сплавов были сопоставлены расчетные значения Rc на основе соотношения [3], выпол­ ненные в [11], с расчетным значением параметра AR,полученного на осно­ ве соотношения (11) при 0 = 0,13 • 103 1/К const.

На рис. 5 представлена зависимость Ar—lgRc>которая оказалась единой длявсех сплавов.Ее можно представить в виде

lgRc = 9Ar ~Ъ

(12)

где в = 17,54 К/с и Ь = 5,79,К/с.

На этом же рисунке представлена экспериментальная зависимость АК от скорости охлаждения Rk для алюминиевого сплава,полученная в работе [14]. Значения Ак рассчитывали с использованием экспериментальных данных по соотношению (9). Вданном случае наблюдается прямо пропор­ циональная зависимость между lg^H Ак, при этом же значении коэффи­ циента В. Так что между Ак иRk лежит область изменения возможного переохлаждения жидкости (см. рис. 5), ограниченной прямыми С и К. Для линии К,отвечающей мелкокристаллическому строению,зависимость Ак-lg/?fcимеет вид

ig«*= влк,

(13)

 

241

LgRc,Kfc

Рис.5. Зависимость параметра Ал от логарифма критической скорости охлажде­ ния (lgKc)

Из анализа (12) и (13) следует, что критические скорости для крис­ таллизации и стеклования взаимосвязаны соотношением

lgR*/lgKc = вАк1(вЛк - Ь).

(14)

Проведенный анализ подтверждает наличие единой зависимости между критическими параметрами, контролирующими неравновесный фазовый переход жидкость—стекло в сплавах с различным составом и основой, и связь между параметрами, контролирующими процессы кристаллизации и стеклования.

Неравновесный фазовый переход стекло—кристалл. При деформации металлические стекла как системы,находящиеся в неравновесном состоя­ нии при температурах ниже Тст,с течениемвремени релаксируют ксвоему равновесному состоянию. Эти процессы можно ускорять или замедлять путем циклирования, снижения или повышения температуры,деформиро­ вания и т.п. Экспериментальные данные показывают, что деформация

стекол вблизи Тег протекает однородно (гомогенно), но при снижении температуры ниже —2/3 Тст проявляется негомогенная пластическая дефор­ мация ввиде полос сдвига.

Локализация пластической деформации при деформировании неметал­ лических стекол связана с неравновесными фазовымипереходамистекло— кристалл, происходящими локально вдоль предпочтительных направлений сдвига. Именно в этих областях в дальнейшем пластическое деформиро­ вание может происходить по дислокационным механизмам в виде тонкого скольжения. При гомогенной деформации (вблизи Тст) пластическая де­ формация связана с множественным скольжением, а оно —с движением дислокаций по пересекающимся плоскостям скольжения. Вэтом случае локализация деформации отсутствует, так как происходящая при этих температурах гомогенная структурная релаксация обеспечивает гомоген­ ное пластическое течение.

Подтверждением этого могут служить следующие экспериментальные данные.

242


6,МПа

Рис.6.Зависимость напряжения от деформации для La,0Al20при различныхтемпера­ турахиспытания

При Т, К: 1 - 4,2; 2- 77; 3 - 298; 4 - 347; 5 - 373; 6 - 423

1. При негомогенной деформации полосы сдвига приводят к ступенча­ той поверхности, которые по своему внешнему виду, тонкому строению

ничем не отличаются от полос сдвига в кристаллических материалах. Ши­ рина полос сдвига при изменении состава и способа получения металличес­

кого стекла изменяется в узком пределе (10—40 мм) [15], как и в слу­ чае кристаллического материала.

2. Электронно-микроскопические исследования структуры полос сдви­ га, проведенные [16] на металлических стеклах Fe^Ni^Bjo, показали, что при негомогенной деформации в объеме полосы сдвига и в прилегаю­ щих к ней областях происходят значительные изменения структуры,при­ чем в материале деформированной полосы атомный объем увеличивается на 10%.Это увеличение объема можно связать с образованием вакансий

вобластях металла,претерпевших неравновесный фазовый переход.

3.При негомогенной деформации объем материала между полосами сдвига в металлических стеклах остается недеформированным, что объяс­

няет отсутствие деформационного упрочнения при негомогенной деформа­ ции. Локализация деформации происходит в узких областях, претерпев­ ших неравновесные фазовые переходу стекло-кристалл, что обеспечи­ вает прямую связь между твердостью по Виккерсу (HV) и модулем Юнга (Б), причем зависимость HV-1T происходит через начало координаты, а

еенаклон соответствует постоянной пластической деформации еу - 0,022

[17].Эти исследования выполнены на 28 типах металлических стекол

Ме-Ме и Ме-металлоид [17].

4.Изменение вида кривой пластической деформации при приближении

ктемпературе стеклования. Испытания быстрозакаленного сплава (рис.6)

La8oAl2o показали, что при низких температурах (4,2-347 К) кривые растяжения металлического стекла не проявили заметной макроскопи­ ческой деформации, а при температурах 373—423 К обнаружена пластичес­

243

кая нестабильность,выражающаяся в появлении пилообразности на кривой растяжения. При этом вблизи Т = 0,75 Тст (~300 К) быстро увеличива­ лась пластичность сплава при одновременном снижении Е.

Отмеченные в работе [16] признаки смены механизма пластической деформации при 0,75 Гсх показывают, что при приближении к пороговой температуре, отвечающей гомогенной структурной релаксации, дисклинационные механизмы пластической деформации начинают превалировать на фоне дислокационных механизмов,развивающихся в областях, претер­ певших неравновесные фазовые переходы стекло—кристалл. Скачкообраз­

ный характер этого перехода обусловливает волнистость кривой растя­

жения.

5. Изучение областей до и после процесса скольжения в металлических стеклах показало, что при достижении определенного напряженного состоя­ ния возникают дислокационные диполи и петли [15],что возможно только

вкристаллическом состоянии.

6.Испытания на усталость быстрозакаленных сплавов показали, что

при циклическом нагружении нет принципиального различия между кривы­ ми усталости металлических стекол и кристаллическими металлами [18].

7. В [19] экспериментально показано торможение усталостной трещи­ ны в быстрозакаленном сплаве на основе кобальта при перегрузках.Пока­ зано, что существует критическая величина перегрузки (1,8 от амплитуды нагружения), при достижении которой скачкообразно (на порядок) изме­ няется скорость роста трещины.Это можно связать сдостижением у верши­ ны усталостной трещины критических условий для протекания неравно­ весных фазовых переходов стекло-кристалл, обеспечивающих ветвле­ ние трещины по направлениям, в которых произошли эти переходы [20].

Требуется дальнейший анализ поведения деформируемых аморфных сплавов в точках бифуркаций, отвечающих самоорганизации диссипатив­ ных структур, с цельюустановления новых закономерностей их поведе­ ния под нагрузкой.

1.Джоунс Г. Экспериментальны методыбыстрой закалки из расплава // Сверх­

быстрая закалка жидких сплавов: Пер. с англ. М.: Металлургия, 1986. С- 12-61.

2.ЧенХ.С.,Джексон К.А.Металлические стекла //Там же.С.173-210.

3. Ривьер Н., Даффи Д. Линейны дефектыи стеклование // Синергетика. М.:

Мир,1984.С.80-94.

 

4. Лихачев В.А., Шудегов В.Е.,Дудоров В.Ю.,Писаегина ГЛ. Проверка дискли-

национной модели структурыаморфного состояния в машинном эксперименте //

Теоретическое

и экспериментальное

исследование дислокаций. Л.: ФТИ, 1986.

С.172-179.

Т. Дислокационные

модели аморфных структур // Bull. Jap. Inst.

5. Ninomiya

Metalls.1984.Vol.23,N6.P.459-463.

 

ЛИТЕРАТУРА

 

6.Shechtman D.,Blech Y.,Gratias D.etal.//Phys.Rev.Lett. 1984.Vol.53.P.1951— 1953.

7. Чаудхари П„ Сменен Ф„ Стейнхард П.Дефектыи атомные явления переноса в металлических стеклах //Металлические стекла.М.:Мир, 1986.Вып.2.С.151-198.

8. Хакен Г. Синергетика. Иерархии неустойчивости в самоорганизующихся систе­ махи устройствах:Пер.сангл.М.:Мир,1985.350 с.

9.Пригожий И., Стенгерс И.Порядок из хаоса: Пер. с англ. М.: Прогресс, 1986. 430 с.

244


10. Уббелоде А. Плавление и кристаллическая структура: Пер. с англ. М• Мир

1969.420 с.

'

*

11. Сузуки К., Фудзимори X., Хасимото К. Аморфные металлы: Пер. с яп. М.:

Металлургия,1987.328 с.

 

 

12.Манохин А.И., Митин Б.С.,Васильев В.А. и др.Аморфные сплавы.М.:Метал­

лургия,1984.160 с.

 

 

13. Холомон Д.Н., Тарнбалл Д. Образование зародышей при фазовых превращ­

ниях IIУспехи физики металлов.М.:Металлургиздат,1956.С.304-367.

 

14. Мирошниченко И.С. Закалка из жидкого состояния. М.:Металлургия, 1982.

167 с.

metalls 11Рхос. IVIntern. Conf.

15. Ц Y.C.M.Mechanical piopertios of amorphons

Rapid.Quenched Metalls.Sendai,1981.P.1335-1340.

 

 

16. Золотухин И.В. Физические свойства аморфных металлических материалов. М.:Металлургия,1986.176 с.

17. Whang S.H., Polk D.E., Gissen В.С. Hardness vs Young’s modulus of metallic glas­ ses II Proc. IVIntern. Conf. on Rapid. Queuched Metals. Sendai, 1981. P. 1365-1368.

\%.MekderA.Z.fDriyverI.W.,Radellaar S.Onthefatiguepropertiesof some mettallic glas­ ses ИIbid.P.1361-1364.

19. Chaki T.K., LiI.C.M.Overload effect and fatigue crack propagation in amorphons metallicglasses //Scr.met.1984.Vol.18,N7.P.803.

20. Кюнца Г.У. Механические свойства металлических стекол // Проблемыпри­ кладной физики. Атомная структура и динамика,электронная структура,магнитные свойства:Пер.с англ.М.:Мир,1986.Вып.2.С.199-248.

СОДЕРЖАНИЕ

 

 

 

Предисловие......................................................

•.......

 

3

Синергетикаразрушения имеханическиесвойства.ИвановаВ.С.............

 

 

б

Явления структурно-энергетической аналогии процессов механического раз­

 

рушения и плавления металлов и сплавов. Панин В.Е., Федоров В.В.,Рома-

 

шовР.В.,Хачатуръян СЗ.,Коршунов ВЗ.....................................

 

 

29

Аморфиэациякристаллических материалов в зоне перед вершиной развиваю­

 

щейсятрещины.ТутовАЛ.,Доровский В.М.,Елесин J1A....................

 

 

45

Самоорганизация кинетики усталостныхтрещин.ШанявскийАЛ.............

 

 

57 .

Эволюция структурыпри усталости металлов как результат самоорганизации

 

диссипативных структур.Терентьев В.Ф.....................................

 

 

76

Синергетический подход к построениюединой кинетической диаграммы

 

роста усталостных трещин в металлах.ШанявскийАЛ.,Григорьев В.М.......

 

87

Анализ точек бифуркаций при росте трещиныусталости с использованием

 

амплитудыциклического J -интеграла Ajj.Гуревич С.Е.....................

 

 

98

Деформация и разрушение поликристаллов при знакопеременном нагруже­

 

ниикакдиссипативный процесс.Панин В.Е.,Елсукова Т.Ф. .................

 

113

Структурная устойчивость и иерархия кваэистационарных состояний при раз­

 

рушении.Градов ОМ.,ПоповЕЛ.............................................

 

 

138

К вопросу о классификации дислокационных структур и анализ многоуров­

 

невой динамики ансамблей дефектов. Попов ЕЛ., Иванова

В.С.,

Те­

 

рентьевВ.Ф. .................................................................

 

 

153

Одинамических структурах при пластической деформации металлов и спла­

 

вов.БогдановР.И.,Варнавин С.В.,Нагорных С.Н. ............................

 

 

171

Анализ точек бифуркаций процесса усталостного разрушения алюминиевых

 

сплавов.Кунавин СЛ.........................................................

 

 

176

Дискретны явления в механике разрушения с позиции синергетики.

 

Грабар И.Г..................................................................

 

 

191

Фрактальная кинетика усталостного разрушения. Олемской

А.И.,

Нау­

 

мов И.И.....................................................................

 

 

200

Особенности процесса усталостногоразрушения конструкционных материалов

 

вточках бифуркаций.Шишорина О.И.,БурбаВ.И.,Бунин И.Ж................

 

 

215

Осинергетическом подходе в механике материалов. Крупкин П.Л., Нагор­

 

ных С.Н. ....................................................................

 

 

225

Неравновесны фазовые переходыпри быстрой закалке и деформации метал­

 

лических стекол.Иванов С.В., Васильев В.А.,Митин Б.С................

 

 

235