Взаимосвязь структуры, высокотемпературных механических и релаксационных свойств в дисперсно-упрочненных композициях на основе меди

УДК 669.24:539.216.2:539.382

ВЗАИМОСВЯЗЬ СТРУКТУРЫ, ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНЫХ МЕХАНИЧЕСКИХ И РЕЛАКСАЦИОННЫХ СВОЙСТВ В ДИСПЕРСНО-УПРОЧНЕННЫХ КОМПОЗИЦИЯХ

НА ОСНОВЕ МЕДИ

© А.И. Ильинский, А.С. Терлецкий, С.В. Русинова

Украина, Харьков, Государственный политехнический университет

Ilinsky A.I., Terletsky A.S., Rusinova S.V. The relation between the structure, high-temperature mechanical and relaxation properties in the dispersion-strengthened composites at the copper base. The high-temperature behavior of dispersion-strengthened composites at the copper base at regimes of active tensile and stress relaxation is studied in this article. The possibility of deformation process description as superposition of strengthening and recovery is shown. The mathematic substantiation of some correlation between the deformation process parameters is proposed. The possibility of deformation curve calculation at relaxation data basis is discussed.

ВВЕДЕНИЕ

Дисперсно-упрочненные композиции (ДК) с металлической матрицей, полученные методом вакуумной конденсации, характеризуются ультрадисперсной структурой и высокими прочностными свойствами, которые сохраняются после нагрева вплоть до 0,8Гпл [1]. Столь высокая стабильность структуры и свойств предполагает и соответствующий интервал эксплуатационных температур. Однако понимание закономерностей, определяющих высокотемпературные механические свойства ДК, по сравнению с низкотемпературным (до 0,3Тпл) в значительной мере неполно. В связи с этим задачей исследования являлось сопоставление структуры ДК на основе меди (Си-Мо и Си-А1203) с их деформационным поведением при кратковременных испытаниях в режимах активного растяжения и релаксации напряжений (РН).

МЕТОДИКА

ДК получали методом вакуумной конденсации при температуре подложки 240° С с объемным содержанием упрочняющей фазы/от 0 до 4 об. %. Для завершения распада твердого раствора части Мо в меди [2] ДК Си-Мо после получения отжигали в вакууме при 800° С в течение 1 ч. Структурные исследования проводили методом трансмиссионной электронной микроскопии, по результатам которой структура отожженных ДК характеризуется микрокристаллической медной матрицей с размером зерен Б = 0,4... 1 мкм и равномерно распределенными в ней дисперсными частицами упрочняющей фазы со средним диаметром 1 = 5.20 нм.

Механические испытания образцов с рабочей частью 3x0,04x15 мм проводили на жесткой микромашине с электротензометрическим силоизмерителем в режимах активного растяжения (скорость деформации £ варьировали от 2,7-10-5 до 2,7-10-3 с-1) и последующей кратковременной релаксации напряжений [3, 4]. Для анализа взаимосвязи механических свойств при низких

и высоких температурах образец вначале деформировали при 20° С, причем для устранения влияния наклепа на дальнейшие испытания пластическая деформация не превышала 0,15 %, а после разгрузки образец отжигали в захватах (600° С, 20 мин). При отжиге и высокотемпературных испытаниях в установке обеспечивался вакуум не хуже 10-2 Па.

РЕЗУЛЬТАТЫ

Исследования зависимости предела упругости (а0,05) от 1 и/ проведенные при комнатной температуре, показали, что а0 05 обусловлен аддитивным вкладом дисперсного (Оровановского - аор) и зернограничного упрочнений. Оровановское упрочнение оценивали по формуле Орована [5], зернограничное - по значениям а0,05 для гомогенных конденсатов меди с тем же размером зерна. Полученные теоретические значения предела упругости ДК, хорошо согласуясь с экспериментальной зависимостью а0,05(/ (несоответствие до

20 %), подчиняются закономерности а0,05 ~ у]/ /1.

В отличие от комнатных температур, испытания ДК при 400-650° С показали, что зависимость а0,05 от / близка к линейной с характерной для этого интервала температур высокой скоростной чувствительностью (рис. 1) и стадией установившейся деформации (ауст) без упрочнения, которая доминирует вплоть до разрушения.

Как известно [6], высокотемпературное деформирование является результатом суперпозиции двух процессов - упрочнения (1оу), зависящего от 8, и разупрочнения (возврата), величина которого 1ав зависит от времени [7]. По Бейли - Оровану [7], изменение напряжения в этом случае:

- 1ав.

Упрочнение характеризуется кривой мгновенного нагружения [6], которая в нашем случае может быть описана

Рис. 1. Концентрационные зависимости предела упругости ДК Си-Мо при 550о С: 1, 2 - 6 = 2,67'10-3 с-1; 3, 4 - 6 = = 2,67'Ю-4 с-1; 5 - 6 = 2,67'10-5 с-1; 1, 4 - теоретические зависимости; 2, 3, 5 - экспериментальные зависимости

Рис. 2. Соотношение между ауст и а0-05 при 550о С для ДК Си-Мо,/ = 1.4 об. %; Си-АШь /= 1.3 об. %

линейным законом, так как псевдоупругий участок кривых растяжения с повышением 6 увеличивался без изменения наклона:

йау = Мй8,

где М - эффективный модуль системы образец - машина.

Как было показано [8], скорость возврата зависит только от уровня а и определяет кинетику РН в ДК в соответствии с уравнением:

- а = В^а - а0)” ехр(-^) = Д(а - а0)п , кТ

где Вь А\ - коэффициенты, Q - энергия активации, к -постоянная Больцмана, Т - температура, а0 - пороговое напряжение, п - показатель степени, причем влияние структуры отражено в а0. Соответствующая обработка кривых РН позволила найти а0, а также А1 и п для рассмотренных объектов: п ~ 4, а0 ~ 0,3аор, что соответствует теории локального переползания дислокаций вокруг дисперсных частиц [5].

Преобразуем (3) с учетом того, что а = йа/ й = = йа6 / йе

А

-йав = ^(а-а0)”йб. 6

Таким образом, из (1), (2) и (4) следует:

А

йа = Мйе—тЦа - а0)пйе, 6

йа Д ”

или — = М 1 (а - а0) .

й8 &

Отсюда следует ряд закономерностей.

Во-первых, рассматривая параметры апц и ауст кривых растяжения при некоторой скорости 6, для установившейся стадии получим:

йа

й8

А

&

— = 0 = М ——

По определению, наклон кривой растяжения в точке, соответствующей пределу пропорциональности, в 1,5 раза меньше, чем на упругом участке, то есть для предела пропорциональности:

йа 2 А[ , \п / \п /нл

_.-М,М--&-(„Пц.-„0) ^.3АТ- <7>

Из (6), (7):

= 3

или, в нашем слу-

чае, для п = 4,

ауст. а0

= */э.

Для высоких скоростей деформирования, когда влиянием а0 на ауст. и апц. можно пренебречь, получаем:

ауст./апц = ^3 ~ 1,3 - независимо от конкретной скорости деформирования и конкретного объекта. Это подтверждается экспериментальными данными - рис. 2, с учетом того, что значения апц и а0,05 близки.

Таким образом, обнаружена интересная особенность деформационных кривых: отношение параметров прочности - ауст и апц, а0,05 - независимо от объекта и скорости нагружения.

Рассмотрим, во-вторых, соотношение пределов пропорциональности для кривых деформирования, полученных для различных скоростей нагружения: 6]

п

ауст. а 0

0

апц. а 0

и 62 , например, 61 = 10 62 . Исходя из определения предела пропорциональности, с учетом того, что на упругом участке кривые нагружения при различных 6 совпадают, получим из (5) такое соотношение для скорости упрочнения на пределе пропорциональности:

йа А,

— = М — (апц.1 - а0) =

й8 е1

А

= М - А(апЦ.2 - а0)п & 2

откуда следует

( ч п _ А1 ^_ _. \п

— (апц.1 - а0) = _(апц.2 - а0 ) ’

& 2

апц.1 - а 0 = ю

апц.2 - а0 ) &2

апцЛ - а0 = ч/ш,

апц.2 - а0 илиапц.1 = п1°пц.2 - а0(п10 - 1).

Для высоких скоростей деформирования, аналогично с вышеизложенным, можно не учитывать а0 , тогда можно сделать вывод о том, что отношение пределов пропорциональности для различных скоростей нагружения независимо от объекта и конкретной скорости практически постоянно и, в нашем случае, равно

4/Ю « 1 ,8, что подтверждается данными рис. 1 (несо-

ответствие экспериментальных и теоретических зависимостей СТо,05(/) около 5 %).

Отсюда следует интересный вывод: если в качестве характеристики деформирующего напряжения выбрать не деформацию, а скорость упрочнения в данной точке (по аналогии с пределом пропорциональности), то все рассуждения, проведенные в этой части, будут корректны для любой такой точки кривой деформации, то есть кривые а(8) для различных скоростей нагружения качественно подобны, откуда следует возможность теоретического расчета деформационных кривых для различных скоростей нагружения с использованием формулы (5) на основании данных РН.

Отсутствие допущений, сужающих общую постановку упруго-пластической задачи, свидетельствует о применимости использованной схемы расчета на основе данных РН, технической теории постоянной скорости ползучести и уравнения (5) не только для кривых растяжения, но и для других режимов деформирования композиций в исследованном интервале температур и скоростей деформации.

ЛИТЕРАТУРА

1. Ильинский А.И. Структура и прочность слоистых и дисперсно-упрочненных пленок. М., 1986. 142 с.

2. Ильинский А.И., Фукс М.Я., Аринкин А.В. и др. // ФММ. 1985. Т. 60. Вып. 5. С. 58.

3. Доценко В.И., Ландау А.И., Пустовалов В.В. Современные проблемы низкотемпературной пластичности материалов. Киев, 1987. 162 с.

4. Борздыка А.М., Гецов Л.Б. Релаксация напряжений в металлах и сплавах. М., 1978. 256 с.

5. Хирш П.Б., Хэмпфри Ф.Дж. // Физика прочности и пластичности / Под ред. Л.К. Гордиенко. М., 1972. С. 158.

6. Малинин Н.Н. Ползучесть и обработка металлов. М., 1986. 210 с.

7. Пуарье Ж. П. Высокотемпературная пластичность кристаллических тел. М., 1982. 272 с.

8. Терлецкий А.С., Белова С.В. // Металлофизика. 1992. Т. 14. № 6. С. 68.

УДК 5З9.124

МОДЕЛИРОВАНИЕ ОХЛАЖДЕНИЯ АМОРФНОГО СПЛАВА

© И.Б. Волкова, М.А. Баранов, В.Я. Баянкин

Россия, Ижевск, Физико-технический институт УрОРАН

Volkova I.B., Baranov M.A., Bayankin V.Y. Simulation of amorphous alloy cooling. The molecular dynamics technique is used to investigate the cooling process of the amorphous alloy Fe80B20. The computer simulation results are compared to the real experimental data. A mechanism elucidating the resulting regularities is proposed.

Широко изучены процессы структурной релаксации и кристаллизации аморфных сплавов при средних температурах и температурах вблизи температуры кристаллизации. В то же время, влияние низкотемпературных обработок на структурные превращения и сегрегационные эффекты в поверхностных слоях аморфных систем практически не исследовано, поскольку, на первый взгляд, нет явных причин для каких-либо структурных превращений при охлаждении. Между тем данный вопрос, видимо, требует более тщательного внимания. Так, например, в работе [1] приведен це-

лый ряд экспериментальных эффектов, возникающих при низкотемпературном воздействии на аморфную систему (77-133 К).

Данная работа посвящена исследованию методом молекулярной динамики некоторых экспериментальных данных, приведенных в работе [1], в которой исследовалось влияние выдержки при температуре жидкого азота магнитомягкого аморфного сплава Со57К110Ее58111Б17. Время выдержки составляло 10, 60 и 120 мин. При этом было выявлено, что низкотемпературное воздействие не приводит к заметным изменени-

З1З