Динамическое взаимодействие структурных дефектов в условиях гидростатического сжатия

ва ВТ6 единичное обжатие при ЭПП достигали 57 %, тогда как без тока они составляли величину не более 15 %. Общая деформация при ЭПП достигала значений 72 %. Механические свойства сплава ВТ6 по пределу прочности и по относительному удлинению в исходном состоянии составляли 107 кГ/мм2, 5 = 7,5 %. После ЭПП были равны 118 кГ/мм2 и 7,0 % соответственно.

Были проведены микроструктурные исследования образцов ВТ6 после отжига и после обычной прокатки при деформации ~20 % (2,75 мм ^ 1,5 мм) и после ЭПП при деформации ~77 % (2,75 мм ^ 0,9 мм). Микрошлифы вырезались по толщине образца в направлении прокатки. Анализ структуры показал, что в исходном состоянии наблюдается мелкозернистая структура, содержащая примерно 80 % а-фазы и 20 % Р-фазы. Частички Р-фазы размером 0,5-2 мкм в основном имеют равноосную форму, но встречаются и частицы пластинчатой формы. По сечению частицы распределены неравномерно; встречаются также области с более и менее плотным распределением частиц. Альфирован-ный слой вблизи поверхности не наблюдается.

Образцы, прокатанные без тока, по всей толщине были пронизаны трещинами, расположенными в плоскостях, находящихся под углами 35-55° к направлению прокатки. Это плоскости сосредоточенной деформации, по которым действуют максимальные касательные напряжения. Частицы Р-фазы ориентированы параллельно плоскости прокатки и в направлении прокатки. В образцах после ЭПП, несмотря на более высокую степень деформации, трещины отсутствуют. Частицы Р-фазы толщиной менее 1,5 мкм и длиной до 2 мкм распределены довольно равномерно по сечению образца. В отдельных опытах был оценен сопутствующий нагрев образцов при ЭПП. Он не превышал 200 °С.

Электропластическая прокатка листов нержавеющей стали марки 12Х18Н10Т толщиной 2,08 мм осуществлялась за несколько проходов без промежуточных отжигов. Деформация (за проход) составила: 20, 50, 75 %, суммарная - 100 %. Амплитуда тока была порядка 800 А, длительность 10-4 с, частота порядка 500-600 Гц. Валы стана были электрически изолированы, и ЭПП осуществлялась по схеме рис. 1б. Струк-

турные исследования образцов стали, прошедших ЭПП при разных степенях деформаций, показали, что в стали происходит интенсивное «размывание» всех типов границ структуры и коагуляция карбидов, видимо, увеличивалась подвижность дислокаций. Происходил отпуск деформационного мартенсита. Сталь приобретала более высокую пластичность с небольшим увеличением прочности.

Таким образом, электропластическая прокатка нержавеющей стали позволяет реализовать технологию обработки металлов давлением этого материала без применения операций промежуточного отжига. Появляется возможность сочетать достаточную пластичность материала с повышением его прочности. Может быть реализована идея дисперсионного упрочнения аустенитной стали посредством частичного отпуска импульсным током мартенсита деформации и выделением мелкодисперсных, когерентно связанных с матрицей карбидов Ме3С размером от 20 до 100 ангстрем, что может обеспечить в локальных объемах сохранение пластичности в сочетании с высокой прочностью материала. При ЭПП реализуется ситуация у ^ а перехода с одновременным дисперсионным упрочнением а-фазы за счет мелких частиц карбидов Ме3С [2].

ЛИТЕРАТУРА

1. Троицкий О.А. Электромеханический эффект в металлах // Письма в ЖЭТФ. 1969. Т. 2. № 10. С. 18-22.

2. Баранов Ю.В., Троицкий О.А., Аврамов Ю.С., Шляпин А.Д. Физические основы электроимпульсной и электропластической обработок и новые материалы: монография. М.: Изд-во МГИУ, 2001. 843 с.

Поступила в редакцию 10 апреля 2013 г.

Troitskiy O.A., Stashenko V.I. ELECTRO-PLASTIC ROLLING TECHNOLOGY TITANIUM ALLOYS AND STAINLESS STEEL

It is established that the technology of rolling metal under the action of pulsed high-density current in the deformation is most effective.

Key words: rolling; high pulse current density; annealing; flexibility; efficiency.

УДК 539.5

ДИНАМИЧЕСКОЕ ВЗАИМОДЕЙСТВИЕ СТРУКТУРНЫХ ДЕФЕКТОВ В УСЛОВИЯХ ГИДРОСТАТИЧЕСКОГО СЖАТИЯ

© В.В. Малашенко, Н.В. Белых

Ключевые слова: дислокации; точечные дефекты; высокое гидростатическое давление.

Исследовано динамическое торможение дислокаций точечными дефектами в гидростатически сжатом кристалле.

Пластичность и прочность кристалла в значительной степени определяются наличием и перемещением дислокаций. Само же дислокационное движение испытывает сильное влияние потенциальных барьеров, создаваемых структурными дефектами, которые движу-

щаяся дислокация может преодолеть двумя способами: с помощью термических флуктуаций, если кинетическая энергия дислокации ниже барьера, и динамическим образом (надбарьерное скольжение) в противном случае, что реализуется обычно при скоростях движе-

1712

ния дислокации 10 с и выше, где c - скорость распространения поперечных звуковых волн в кристалле [1]. Одним из методов создания новых функциональных материалов, сочетающих высокую прочность с высокой пластичностью, является обработка высоким гидростатическим давлением [2]. Гидростатическое сжатие, изменяя взаимодействие структурных дефектов, оказывает влияние и на механические свойства кристаллов.

Пусть бесконечная краевая дислокация движется под действием внешнего напряжения ст0 с постоянной

скоростью V в поле точечных дефектов, случайным образом распределенных в объеме гидростатически сжатого кристалла. Линия дислокации параллельна оси OZ, ее вектор Бюргерса параллелен оси OX, в положительном направлении которой происходит скольжение дислокаций. Положение дислокации определяется функцией X(z,t) = vt + w(z,t), где w(z,t) - случайная величина, среднее значение которой по ансамблю дефектов и расположению элементов дислокации равно нулю.

Движение дислокации описывается уравнением:

д2 X dt2

_2 dX _2 д

+ 5 2-------c —

dt

2 X 2

Здесь ~ху - компонента тензора напряжений, создаваемых точечными дефектами на линии дислокации в гидростатически сжатом кристалле; m - масса единицы длины дислокации; ~ - скорость распространения поперечных звуковых волн в кристалле (значения соответствующих величин взяты для гидростатически

сжатого кристалла); 5 — коэффициент затухания,

5 « Е/ш ; Е — константа демпфирования, обусловленная прежде всего фононными механизмами диссипации. Динамическое взаимодействие дефектов с дислокацией в зависимости от скорости дислокационного скольжения может иметь как коллективный характер, так и характер независимых столкновений [3-6]. Обозначим время взаимодействия дислокации с точечным дефектом = (К /V), время распространения возмущения вдоль дислокации на расстояние порядка среднего расстояния между дефектами обозначим ісіі.і = (I / с), где I - среднее расстояние между дефектами. В области независимых столкновений V > vd = КА выполняется неравенство , т. е. элемент дис-

локации за время взаимодействия с точечным дефектом не испытывает на себе влияния других дефектов. В области коллективного взаимодействия (V < Vd ), наоборот, , т. е. за время взаимодействия дисло-

кации с дефектом данный дислокационный элемент успевает «почувствовать» влияние других дефектов, вызвавших возмущение дислокационной формы. При высоких (V > vd ) и низких (V < vd ) скоростях характер торможения дислокации оказывается существенно различным. В гидростатически сжатом кристалле критическая скорость, определяющая границу этих областей, будет зависеть от величины гидростатического давления:

vd(p) = b A0(l +ap)3

Упругие поля дефектов, в т. ч. и точечных, в гидростатически сжатом кристалле могут быть описаны такими же выражениями, как и в кристалле, не подверженном сжатию, однако при этом упругие модули должны быть заменены их перенормированными выражениями, полученными в работе [7] и содержащими в явном виде зависимость от величины гидростатического давления р. В частности, для случая

Р

Q=-

- << 1, где X, ^ - коэффициенты Ламе, со-

3Х + 2 ц

гласно [7], тензор напряжений точечных дефектов в гидростатически сжатом кристалле может быть представлен в виде:

xy = CTxy (l +ap^ a =

0,5n - 3Х-Ц- 3m ц

где <зху - тензор напряжений в кристалле, не подверженном гидростатическому сжатию; т, п - коэффициенты Мурнагана.

Выполняя вычисления, получим, что в области независимых столкновений (V > vd) вклад данного механизма диссипации в величину деформирующих напряжений определяется выражением:

_ _2 c 2 _

ст = n0є —(1 + ap) ц .

В области коллективного взаимодействия зависимость этого вклада от величины гидростатического давления является значительно более слабой:

3І_____2 2 v _

ст = 3n є (1 + ap) — ц .

c

Выполним численные оценки исследуемого эффекта для давления 109 Ра. Согласно данным работы [7], значения входящих в полученные формулы констант при таком давлении изменяются незначительно, таким образом, основная зависимость от величины гидростатического давления определяется множителем (1 + ар). Чтобы оценить степень влияния гидростатического давления на исследуемые величины, воспользуемся данными работы [8]. Так, для технического магния и алюминиевого сплава Б54Б возрастание величины деформирующих напряжений составляет примерно 30 % в области независимых столкновений и 10 % в области коллективного взаимодействия.

ЛИТЕРАТУРА

1. Куксин А.Ю., Стегайлов В.В., Янилкин А.В. Молекулярнодинамическое моделирование динамики краевой дислокации в алюминии // ДАН. 2008. Т. 420. № 4. С. 4б7-471.

2. Валиев Р.З., Александров И.В. Объемные наноструктурные металлические материалы: получение, структура и свойства. М.: Академкнига, 2007. 398 с.

3. Malashenko V.V. Dynamic drag of edge dislocation by circular prismatic loops and point defects // Physica B: Phys. Cond. Mat. 2009. V. 404. № 21. Р. 3890-3893.

2

v

1713

4. Malashenko V. V. Dynamic drag of dislocation by point defects in nearsurface crystal layer // Modern Phys. Lett. B. 2009. V. 23. № 16. P. 2041-2047.

5. Малашенко В. В. Возникновение силы торможения типа сухого трения при динамическом скольжении краевой дислокации в кристалле, содержащем призматические дислокационные петли // ФТТ. 2011. Т. 53. № 11. С. 2204-2208.

6. Малашенко В.В. Влияние высокого гидростатического давления на динамическую неустойчивость дислокационного движения // ЖТФ. 2011. Т. 81. № 9. С. 67-70.

7. Токий В.В., Зайцев В.И. Влияние гидростатического давления на дислокации // ФТТ. 1973. Т. 15. № 8. С. 1135-1144.

8. Лурье А.И. Нелинейная теория упругости. М.: Наука, 1980. 512 с.

Malashenko V.V., Belykh N.V. DYNAMIC INTERACTION OF STRUCTURAL DEFECTS UNDER HYDROSTATIC PRESSURE

Dynamic drag of dislocations by point defects in hydrostati-cally compressed crystal is researched.

Key words: dislocations; point defects; high hydrostatic pressure.

Поступила в редакцию 10 апреля 2013 г.

УДК 539.3

ВЛИЯНИЕ ИОННОЙ ИМПЛАНТАЦИИ НА ВНУТРЕННЕЕ ОКИСЛЕНИЕ И СОПРОТИВЛЕНИЕ ПОЛЗУЧЕСТИ СПЛАВА ЖС6У С ЗАЩИТНЫМ ПОКРЫТИЕМ

© Н.И. Афанасьев, О.К. Лепакова

Ключевые слова: вакуумная плазменная технология высоких энергий (ВПТВЭ); ползучесть; жаропрочность; композиционные покрытия; градиентная структура.

Исследовано влияние имплантации ионов Р, 2г и Ті + 8і на структуру, фазовый и химический состав и сопротивление ползучести сплава ЖС6У. Обнаружено внутреннее окисление имплантированного сплава под защитным покрытием №-Сг-А1-У в процессе высокотемпературных отжигов и ползучести на воздухе.

Для защиты сложнолегированных жаропрочных сплавов на никелевой основе широкое применение получили покрытия на основе системы №(Со)-Сг-А1-У [1]. Исследования показали [2], что эти покрытия не предотвращают полностью проникновения кислорода к поверхности сплава. Это приводит к внутреннему окислению сплава под покрытием с образованием окислов титана и к снижению защитных свойств покрытия. Создание дополнительного барьерного слоя для диффузии кислорода позволило бы повысить надежность изделий.

Известно [3-5], что имплантация ионов в ряде случаев на порядок повышает коррозионную стойкость металлов, в т. ч. и при повышенных температурах (973-1273 К). Таким образом, существует принципиальная возможность подавления внутреннего окисления поверхности сплава ЖС6У под покрытием за счет ионной имплантации.

Исследовали сложнолегированный жаропрочный сплав на никелевой основе ЖС6У. Основные упрочняющие фазы в сплаве - карбиды и у' (№3А1). В составе исследованного покрытия содержится около 62 % никеля, остальное - Сг, А1, У. В качестве имплантируемых элементов были взяты 7г, Р1, Б1, Т1. Два последних элемента имплантировали одновременно из эвтектического сплава 81-Т1812. Доля Т1812, имеющего металлический тип проводимости, составляла 30 %. Имплантацию проводили ионами с энергией 100 кэВ до дозы 1017 см-2. Использовали импульсный источник с частотой 1-50 Гц, длительностью импульсов 200-300 мкс, током ионов до 1 А. Такие параметры обеспечивали дозы имплантации 1017 см-2 на площади до 300 см2

за 10-20 мин. Покрытие толщиной 100 мкм наносили на имплантированную поверхность сплава ЖС6У методом вакуумной плазменной технологии высоких энергий [6]. Имплантированные образцы с покрытием подвергали отжигу при температуре 1273 К в вакууме и в открытой печи в течение 50 ч. Фольги для просвечивающей электронной микроскопии делали из образцов до отжига и после него. Образцы исследовали на просвет в электронном микроскопе ЭМВ-100Л при ускоряющем напряжении 100 кВ. Послойное распределение имплантированных элементов исследовали методом ВИМС. Испытания на растяжение и ползучесть проводили на машине ПВ-3012М при 1273 К в вакууме 10-3 Па и в воздушной атмосфере.

Основное отличие структуры имплантированного сплава от структуры неимплантированного - повышенная плотность дислокаций в поверхностном слое (рис. 1а). Повышенная плотность дислокаций наблюдается как в у-, так и в у'-фазе (более темные частицы). По-видимому, дислокации образуются в результате возникновения и слияния различного рода радиационных дефектов под действием внутренних напряжений.

На рис. 1Ь приведена микроэлектронограмма сплава после имплантации ионов платины. Основные рефлексы относятся к у- и у'-фазам и практически совпадают. Несоответствие периодов решеток этих фаз в зависимости от химического состава составляет 0,20,39 %. Вблизи основных рефлексов наблюдаются рефлексы-сателлиты. Их можно связать с фазой, имеющей ГЦК решетку в той же ориентации, что у- и у'-фазы, но с увеличенным до 4-4,2 А параметром решетки. Одно

1714