Деформационное разрушение дальнего атомного порядка в L12 сплавах, связанное с переползанием краевых дислокаций

ЛИТЕРАТУРА

1. Tetelman A.S., Robertson W.D. A mechanism of hydrogen embrittlement observed in iron-silicon single crystals // Trans. Metallurg. Soc. AIME. 1962. V. 224. № 4. P. 775-783.

2. Метод внутреннего трения в металловедческих исследованиях / М.С. Блантер, Ю.В. Пигузов, Г.М. Ашмарин и др. М.: Металлургия, 1991. 248 с.

3. Владимиров В.И. Физическая природа разрушения металлов. М.: Металлургия, 1984. 280 с.

4. Хирт Дж., Лоте И. Теория дислокаций. М.: Атомиздат, 1972. 600 с.

5. Владимиров В.И., Орлов А.Н. Энергия активации зарождения микротрещины в голове плоского скопления дислокаций // ФТТ. 1969. Т. 11. № 2. С. 370-378.

6. Владимиров В.И. Вычисление энергии активации образования микротрещины // ФТТ. 1970. Т. 12. № 6. С. 1594-1596.

7. Magalas L.B. Internal friction in deformed iron //Internal friction in solids. Proc. Summer School on Internal Friction in Solids. Cracow. Poland. June 14 - 17. 1984. Cracow, 1984. P. 89-130.

8. Левин Д.М., Чуканов А.Н., Муравлева Л.В. Эксплуатационная повреждаемость и эффекты неупругости трубных сталей. Деп. в ВИНИТИ. Рег. № 2823-В98 (18.09.98). 10 с.

9. Чуканов А.Н. Деформационная повреждаемость и релаксационные эффекты в малоуглеродистых сталях // Механизмы деформации и разрушения перспективных материалов: Сб. тр. XXXV семинара «Актуальные проблемы прочности». Псков, 1999. Ч. II. С. 609-612.

УДК 539.37

ДЕФОРМАЦИОННОЕ РАЗРУШЕНИЕ ДАЛЬНЕГО АТОМНОГО ПОРЯДКА В L12 СПЛАВАХ, СВЯЗАННОЕ С ПЕРЕПОЛЗАНИЕМ КРАЕВЫХ ДИСЛОКАЦИЙ © В.А. Старенченко, О.Д. Пантюхова, С.В. Старенченко, С.Н. Колупаева

Россия, Томск, Государственный архитектурно-строительный университет

Starenchenko V.A., Pantyukhova O.D., Starenchenko S.V., Kolupaeva S.N. Deformation-induced destruction of long-range order in the alloys with L12 superstructure associated with edge dislocations climb. A mathematical model of deformation-induced destruction of long-range order associated with edge dislocations climb is proposed. The change of long-range order due to edge dislocations climb is calculated.

Экспериментальные данные [1-2] свидетельствуют о том, что при пластической деформации упорядоченных Ь12 сплавов наблюдаемый фазовый переход порядок-беспорядок связан с локализованным протеканием деформации [1]. В работе рассмотрен один из возможных механизмов деформационного разрушения дальнего атомного порядка в сплавах со сверхструктурой Ь12, обусловленный размножением антифазных границ (АФГ) в результате переползания краевых дислокаций под воздействием неравновесных деформационных точечных дефектов.

В упорядоченных сплавах АФГ представляют собой поверхности кристалла, при переходе через которые дальний порядок претерпевает скачкообразное изменение. Из экспериментальных исследований известно, что вблизи АФГ нарушение правильных связей распространяется на несколько атомных плоскостей при комнатной температуре и на десятки и сотни атомных плоскостей вблизи температуры фазового перехода [3]. Это позволяет утверждать, что АФГ размыты и имеют некоторую физическую толщину, внутри которой величина параметра порядка отлична от его значений в домене. Следовательно, АФГ может быть представлена как некоторая прослойка кристалла толщиной 5, степень порядка внутри которой равна к0п0, где п0 -средняя степень порядка внутри антифазного домена, М(0, 1).

Согласно [4], степень порядка п, определяемая рентгеновским методом, равна отношению интенсивности сверхструктурного отражения /сс (/сс складывается из интенсивности отражений от областей доменов и от областей, созданных размытыми АФГ) к интенсивности основного отражения /ос: п2 = Iсс/1ос .

Следовательно, для степени порядка, определяемой рентгеновским методом, может быть получено соотношение:

п 2=П 2 [1 - 5 ^ 1-к0)].

Здесь £ - площадь антифазных границ в единице

объема кристалла.

При пластической деформации изменяется общая площадь АФГ в единице объема кристалла, следовательно, будет изменяться и состояние дальнего атомного порядка кристалла. В частности, к накоплению АФГ приводит переползание краевых дислокаций. Определим интенсивность накопления площади антифазных границ, связанную с переползанием краевых дислокаций при деформировании монокристаллов упорядоченных Ь12 сплавов.

Пусть краевая дислокация переползает со скоростью и. Тогда за время А она заметает в единице объема общую площадь, равную: Д £ = и ДТр 9 , где р - плотность дислокаций, 0 - доля краевых дислокаций. В соответствии с этим будем иметь: dS / d а = и р 9 / а , где а - скорость деформации. Скорость переползания краевых дислокаций может быть представлена как [5]:

V = та13 0С¥Ск/(кТЬ х), где Ск - концентрация точечных дефектов, а1 - параметр решетки, к - постоянная Больцмана, Т - температура деформирования, Ь - модуль вектора Бюргерса, % =0,42 - ориентационный множитель, £)ск = Ц,ехр(-Ек /кТ) , Ек - энергия активации миграции к-го точечного дефекта, Д> = 10-3 см2/с. В про-

стейшем приближении для двух типов точечных дефектов (вакансий и межузельных атомов) суммарная интенсивность генерации антифазных границ будет равна:

dS *

тai D0 0 |gXp

d а а кТЬ х

Следовательно, для интенсивности изменения параметра дальнего порядка можно записать:

£л=_j£(i _ k02) 5 .alM. х

da 2n akTb x

x [exp(_EV/kT) + exp(_Ei/kT)]CK if

Здесь предполагается, что процессы переползания, вызванные межузельными атомами и вакансиями, независимы. Это означает, что соотношение (3) представляет собой верхнюю оценку интенсивности изменения степени дальнего порядка.

Генерация точечных дефектов при пластической деформации монокристаллов Ь12 сплавов была рассмотрена нами в работе [6]. Функцию, описывающую скорость аннигиляции точечных дефектов, связанную с их осаждением на краевых дислокациях, определим в предположении, что взаимной аннигиляции межузель-ных атомов и вакансий не происходит.

Пусть в процессе пластической деформации в еди-

*

нице объема образовалось А п точечных дефектов (например, межузельных атомов). Изменение площади антифазных границ А £ * в единице объема в результате осаждения А п* точечных дефектов на дислокациях будет равно: А £ * = А п* Ь2 . Тогда можно записать: А £ */а а = Ь2 А п*/А а . Переходя к концентрации точечных дефектов и учитывая, что ДСк =Д п* О (О = Ь3 - атомный объем), будем иметь:

da b2 da

Полученное соотношение (4) определяет интенсивность аннигиляции точечных дефектов на дислокациях. Таким образом, уравнение баланса деформационных точечных дефектов может быть записано в виде:

dC,

k

i

т aj Do 0

da (30...60)^ G a xkT x [exp(_EV/kT) + exp(_Ei/kT)]CK т p

В работе [7] была сформулирована математическая модель дислокационной кинетики в сплавах со сверхструктурой ЬІ2 в виде системы дифференциальных уравнений:

ф_ (д ОЪ)2 р С2 еи1 кт + Сз еи >1кт

dє 1 т ОЪ р12

dт а ОЪ fC (а ОЪ)2р С> еи1 кт + С3 еи2 кт'

С т + ОЪр12

ds 2yfp

, %

є , %

Рис. 1. Зависимость параметра дальнего порядка от деформации для скорости деформации 0,01 с-1, толщины АФГ 1,25 нм, температур Т = 293 - (а) и 523 К - (б) и различных долях неподвижных порогов: 1 - 0,4; 2 - 0,3; 3 - 0,24; 4 - 0,2

Здесь є - относительная деформация, т = т f + a Gb p12

- напряжение сдвига, где т f = тexp(_kT) +

+ т02) exp(_ U2/ kT) - напряжение трения,

a = a0 _ в T - параметр, характеризующий междисло-

кационные взаимодействия, т (l), т 02), a 0 , в , - константы, независящие от температуры, U1, U2 - энергии активации самоблокировки винтовых и краевых компонент сверхдислокационных петель. Дополнив систему уравнений (6) уравнениями (3), (5), получим математическую модель, допускающую расчеты изменения параметра дальнего порядка, связанного с размножением деформационных АФГ в результате переползания краевых дислокаций. Значения параметров, необходимые для решения системы уравнений, были приняты равными [7]: C1 = 6-104 H/м2, а0 = 1,8, р = 1,8 10-3, С2 = 5-1016 H/м4, С3 = 1023 H/м4, G = 8-1010 H/м2, b = 2,5-1010 м, U1 = 0,01 эВ, U2 =

1700 МПа. Были использованы следующие значения параметров: п0 = 1. k0 = 0,5, 0 = 0,5.

Результаты расчетов для различных температур при

начальных условиях p (0) = 1012 м-2, т (0)= т f +

+ aGbp (0)12 , n(0) = 1 приведенні на рисунках 1-2.

На рис. 1 представлены зависимости параметра дальнего порядка от деформации при различных долях неподвижных порогов для комнатной температуры 293 К (рис. 1а) и для 523 К (рис. 1б). Из полученных рисунков видно, что с увеличением доли неподвижных порогов параметр дальнего порядка уменьшается. Это является естественным, поскольку при увеличении доли порогов, движущихся неконсервативно, увеличивается количество генерируемых ими точечных дефектов, которые, в свою очередь, влияют на интенсивность накопления антифазных границ.

Зависимости параметра дальнего порядка от деформации для широкого интервала температур испытания представлены на рис. 2. Расчеты проведены для постоянной скорости деформации, равной 0,01 с-1, и

0,07 эВ, т 01) = 300 МПа, т 02)

Ь

е , % е, %

Рис. 2. Зависимость параметра дальнего порядка от деформации для скорости деформации 0,01 с-1, толщины АФГ 1,25 нм, доли неподвижных порогов 0,4 - (а), 0,2 - (б) и различных температур: 1 - 77 К, 2 - 293 К, 3 - 423 К, 4 - 573 К, 5 - 673 К

предельной доли неподвижных порогов 0,4 (рис. 2а) и 0,2 (рис. 2б). При численной реализации системы уравнений (6), (3), (5) толщина АФГ рассматривалась как параметр модели, независящий от температуры деформирования, и равный пяти параметрам решетки. При таких толщинах, как видно из рисунков, значительное нарушение дальнего порядка будет наблюдаться при деформациях более 100 %. Поскольку переползание краевых дислокаций при высоких температурах происходит более интенсивно, можно ожидать, что изменение степени порядка, связанное с накоплением АФГ,

обусловленным переползанием краевых дислокаций, станет существенным при более высоких температурах в результате размытия АФГ.

Ряд допущений, используемых в модели, позволяет нам рассматривать данные результаты лишь как оценку максимально возможного изменения дальнего порядка, вызванного рассматриваемым механизмом. Это связано, прежде всего, с тем, что в модели не учтены процессы термического упорядочения, которые становятся существенными при повышенных температурах. Очевидно, что учет этого обстоятельства необходим и может существенно уменьшить эффекты разрушения дальнего атомного порядка при повышенных температурах.

ЛИТЕРАТУРА

1. Старенченко С.В., Замятина И.П., Старенченко В.А., Козлов Э.В. Исследование деформационного нарушения дальнего порядка в сплаве Cu - 22 ат % Pt // ФММ. 1998. Т. 85. № 2. С. 122-127.

2. Старенченко С.В., Сизоненко Н.Р., Замятина И.П., Старенченко В.А., Козлов Э.В. Влияние деформации на структуру упорядоченного и ра-зупорядоченного сплава состава, близкого к АизСи // Порошковая металлургия. 1997. № 3/4. С. 33-37.

3. Leroux C., Loiseau A., CadevilleM.C. et al Order-disorder transformation in Co3oPt7o alloy: evidence of wetting from the antiphase boundaries // J. Phys.: Condens. Matter. 1990. № 2. Р. 3479-3495.

4. Горелик С.С., Расторгуев Л.Н., Скаков Ю.А. Рентгенографический и электроннооптический анализ. М.: Металлургия, 1970. 368 с.

5. Косевич А.М. Дислокации в теории упругости. Киев: Наук. думка, 1978. 219 с.

6. Старенченко С.В., Старенченко В.А., Колупаева С.Н., Пантюхова О.Д. Генерация точечных дефектов в сплавах со сверхструктурой ЬЬ // Механизмы деформации и разрушения перспективных материалов: XXXV семинар «Актуальные проблемы прочности». Ч. 1. Псков, 1999. С. 206-211.

7. Старенченко В.А., Соловьева Ю.В., Абзаев Ю.А. Накопление дислокаций и термическое упрочнение в сплавах со сверхструктурой Ь12 // ФТТ. 1999. Т. 41. № 3. С. 454-461.

УДК 669.15.788:621.778

МАКРОАНАЛИЗ ПЛАСТИЧНОСТИ СТАЛЕЙ С ПРЕДВАРИТЕЛЬНЫМ НАВОДОРОЖИВАНИЕМ ПОВЕРХНОСТИ

© Б.М. Лебошкин, В.И. Базайкин, В.Е. Громов, В.Я. Целлермаер, С.В. Коновалов

Россия, Новокузнецк, Сибирский государственный индустриальный университет

Leboshkin B.M., Bazaikin V.I., Gromov V.E., Tsellermaer V.Y., Konovalov S.V. Microanalysis of plasticity of steels with hydrogening surface. A model is proposed of the formation of distributing the concentration of hydrogen in wire influenced by acidic removal of scales and further calibration. Two equations of forced concentration diffusion distributions of the axis are obtained.

В настоящее время подготовка проката к последующей холодной пластической деформации представляет собой химический процесс взаимодействия металла и его окислов с растворами серной или соляной кислоты. Кислотное удаление окалины связано со значительным ухудшением свойств металла в результате объемного насыщения водородом, что должно приводить к снижению технологических и эксплуатационных характеристик. Второй отрицательный фактор - использование вредных для человека и окру-

жающей среды химических реагентов, сложных очистных и регенерирующих сооружений и аппаратов, зачастую не полностью выполняющих свое назначение.

Экспериментальные оценки содержания водорода в объеме металла (высокотемпературная экстракция и вакуум-плавление) свидетельствуют об увеличении содержания водорода в 3-5 раз после травления катанки кислотой.

Кислотное удаление окалины со сталей Ст1, Ст2, СтЗ, Сталь 20, 08Г2С сортамента ОАО «Запсибмет-