Физические основы длительной прочности твёрдых растворов с различной кинетикой подвижных дефектов

Физические основы длительной прочности твёрдых растворов с различной кинетикой подвижных дефектов

В рамках выдвинутой структурно-энергетической концепции упрочнения разработана физическая теория длительной, исключающей разрушение, прочности твёрдых растворов, основанная на дислокационной модели зависимого от времени сопротивления микротекучести и динамических приближениях дислокационных наносегм...

Ausführliche Beschreibung

Gespeichert in:
Bibliographische Detailangaben
Datum:2016
1. Verfasser: Ткаченко, В.Г.
Format: Artikel
Sprache:Russian
Veröffentlicht: Інститут металофізики ім. Г.В. Курдюмова НАН України 2016
Schriftenreihe:Успехи физики металлов
Online Zugang:http://dspace.nbuv.gov.ua/handle/123456789/105521
Tags: Tag hinzufügen
Keine Tags, Fügen Sie den ersten Tag hinzu!
Назва журналу:Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
Zitieren:Физические основы длительной прочности твёрдых растворов с различной кинетикой подвижных дефектов / В.Г. Ткаченко // Успехи физики металлов. — 2016. — Т. 17, № 2. — С. 173-200. — Бібліогр.: 41 назв. — рос.

Institution

Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
id irk-123456789-105521
record_format dspace
spelling irk-123456789-1055212016-08-14T03:02:55Z Физические основы длительной прочности твёрдых растворов с различной кинетикой подвижных дефектов Ткаченко, В.Г. В рамках выдвинутой структурно-энергетической концепции упрочнения разработана физическая теория длительной, исключающей разрушение, прочности твёрдых растворов, основанная на дислокационной модели зависимого от времени сопротивления микротекучести и динамических приближениях дислокационных наносегментов с подвижными узлами закрепления ниже макроскопического предела текучести. В аналитических выражениях, описывающих переход от однородной к сосредоточенной микродеформации с локализацией сдвига, критический уровень локальных напряжений связывается с потерей упругой (сдвиговой) устойчивости дислоцированной кристаллической решётки, избыточной энергией, скоростью, плотностью скользящих дислокаций и полями внутренних напряжений, вызванных растворёнными атомами. Для термически активированных процессов прерывистого (повторного) закрепления и коттрелловского блокирования дислокаций учтены вклады близкодействующих механизмов торможения связанных дефектов в кинетике явлений дислокационной релаксации упругих напряжений и дислокационной ползучести, указывающих на решающую роль локализации сдвига в структурной подготовке преждевременного разрушения. Результаты теоретических исследований и термоактивационного анализа находятся в разумном соответствии с опубликованными экспериментальными данными. Новый подход предназначен и может быть использован для количественной оценки эффективности легирования, потенциала термического сопротивления (жаропрочности) и ожидаемого ресурса эксплуатации новых экспериментальных сплавов, в том числе с эффектом Портевена–Ле Шателье. В рамках запропонованої структурно-енергетичної концепції зміцнення розроблено фізичну теорію тривалої, що виключає руйнування, міцности твердих розчинів, яку засновано на дислокаційнім моделі залежного від часу опору мікроплинности й динамічних наближеннях дислокаційних наносегментів з рухомими вузлами закріплення нижче макроскопічної межі плинности. В аналітичних виразах, що описують перехід від однорідної до зосередженої мікродеформації з локалізацією зсуву, критичний рівень локальних напружень пов’язується із втратою пружної (зсувної) стійкости дислокованої кристалічної ´ратниці, надлишковою енергією, швидкістю, густиною ковзних дислокацій і полями внутрішніх напружень, викликаних розчиненими атомами. Для термічно активованих процесів переривчастого (повторного) закріплення і Коттреллового блокування дислокацій враховано вклади близькосяжних механізмів гальмування пов’язаних дефектів у кінетиці явищ дислокаційної релаксації пружних напружень і дислокаційної повзности, що вказують на вирішальну роль локалізації зсуву в структурній підготовці передчасного руйнування. Результати теоретичних досліджень та термоактиваційної аналізи знаходяться в розумній відповідности до опублікованих експериментальних даних. Новий підхід призначено та може бути використано задля кількісного оцінювання ефективности ле´ування, потенціялу термічного опору (жароміцности) й очікуваного ресурсу експлуатації нових експериментальних стопів, у тому числі з ефектом Портевена–Ле Шательє. A new dynamical model of time-dependent dislocation microyielding has been proposed using the propounded structure-energy-concept of long-continued strength in terms of dragging mechanisms responsible for microyield resistance increase in solid solutions below macroscopic yield stress. A physical theory of long-term, non-destructive strength is being developed taking as a basis the derived relations for strain rates in metal alloy systems with mobile modes of dislocation pinning. The new approach, thermoactivated analysis and energy (dislocation, quantitative) criterion of time-dependent strength account for influence of the short-range dislocation-solute interaction in real scale of time and predicts a transition from homogeneous to localized shear deformation contributing to a probable fracture. In accordance with the revised equations of the dislocation stress relaxation and derived energy relations the threshold stress of long-term strength of a given alloy is associated with shear instability of its dislocated crystalline lattice, density and rate of sliding dislocations, their excess energy (line tension) as well as fields of internal elastic stresses produced by solutes. The theoretical results are in reasonable agreement with published experimental data obtained by using dislocation relaxation and creep strain rate measuring techniques. They are suitable to advanced alloys with the Portevine–Le Chatelier effect, and could be useful for quantitative assessment of alloying effectiveness, potential of heat-resistance and expected service resource. 2016 Article Физические основы длительной прочности твёрдых растворов с различной кинетикой подвижных дефектов / В.Г. Ткаченко // Успехи физики металлов. — 2016. — Т. 17, № 2. — С. 173-200. — Бібліогр.: 41 назв. — рос. 1608-1021 PACS: 61.72.Bb, 61.72.Cc, 61.72.Hh, 61.72.Yx, 81.40.Cd, 81.40.Ef, 83.60.La DOI: http://dx.doi.org/10.15407/ufm.17.02.173 http://dspace.nbuv.gov.ua/handle/123456789/105521 ru Успехи физики металлов Інститут металофізики ім. Г.В. Курдюмова НАН України
institution Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
collection DSpace DC
language Russian
description В рамках выдвинутой структурно-энергетической концепции упрочнения разработана физическая теория длительной, исключающей разрушение, прочности твёрдых растворов, основанная на дислокационной модели зависимого от времени сопротивления микротекучести и динамических приближениях дислокационных наносегментов с подвижными узлами закрепления ниже макроскопического предела текучести. В аналитических выражениях, описывающих переход от однородной к сосредоточенной микродеформации с локализацией сдвига, критический уровень локальных напряжений связывается с потерей упругой (сдвиговой) устойчивости дислоцированной кристаллической решётки, избыточной энергией, скоростью, плотностью скользящих дислокаций и полями внутренних напряжений, вызванных растворёнными атомами. Для термически активированных процессов прерывистого (повторного) закрепления и коттрелловского блокирования дислокаций учтены вклады близкодействующих механизмов торможения связанных дефектов в кинетике явлений дислокационной релаксации упругих напряжений и дислокационной ползучести, указывающих на решающую роль локализации сдвига в структурной подготовке преждевременного разрушения. Результаты теоретических исследований и термоактивационного анализа находятся в разумном соответствии с опубликованными экспериментальными данными. Новый подход предназначен и может быть использован для количественной оценки эффективности легирования, потенциала термического сопротивления (жаропрочности) и ожидаемого ресурса эксплуатации новых экспериментальных сплавов, в том числе с эффектом Портевена–Ле Шателье.
format Article
author Ткаченко, В.Г.
spellingShingle Ткаченко, В.Г.
Физические основы длительной прочности твёрдых растворов с различной кинетикой подвижных дефектов
Успехи физики металлов
author_facet Ткаченко, В.Г.
author_sort Ткаченко, В.Г.
title Физические основы длительной прочности твёрдых растворов с различной кинетикой подвижных дефектов
title_short Физические основы длительной прочности твёрдых растворов с различной кинетикой подвижных дефектов
title_full Физические основы длительной прочности твёрдых растворов с различной кинетикой подвижных дефектов
title_fullStr Физические основы длительной прочности твёрдых растворов с различной кинетикой подвижных дефектов
title_full_unstemmed Физические основы длительной прочности твёрдых растворов с различной кинетикой подвижных дефектов
title_sort физические основы длительной прочности твёрдых растворов с различной кинетикой подвижных дефектов
publisher Інститут металофізики ім. Г.В. Курдюмова НАН України
publishDate 2016
url http://dspace.nbuv.gov.ua/handle/123456789/105521
citation_txt Физические основы длительной прочности твёрдых растворов с различной кинетикой подвижных дефектов / В.Г. Ткаченко // Успехи физики металлов. — 2016. — Т. 17, № 2. — С. 173-200. — Бібліогр.: 41 назв. — рос.
series Успехи физики металлов
work_keys_str_mv AT tkačenkovg fizičeskieosnovydlitelʹnojpročnostitvërdyhrastvorovsrazličnojkinetikojpodvižnyhdefektov
first_indexed 2025-07-07T16:58:28Z
last_indexed 2025-07-07T16:58:28Z
_version_ 1837008168409890816
fulltext 173 PACS numbers: 61.72.Bb, 61.72.Cc, 61.72.Hh, 61.72.Yx, 81.40.Cd, 81.40.Ef, 83.60.La Физические основы длительной прочности твёрдых растворов с различной кинетикой подвижных дефектов В. Г. Ткаченко *Институт проблем материаловедения им. И. Н. Францевича НАН Украины, ул. Кржижановского, 3 03680, ГСП, Киев-142, Украина В рамках выдвинутой структурно-энергетической концепции упрочне- ния разработана физическая теория длительной, исключающей разру- шение, прочности твёрдых растворов, основанная на дислокационной модели зависимого от времени сопротивления микротекучести и дина- мических приближениях дислокационных наносегментов с подвижны- ми узлами закрепления ниже макроскопического предела текучести. В аналитических выражениях, описывающих переход от однородной к сосредоточенной микродеформации с локализацией сдвига, критиче- ский уровень локальных напряжений связывается с потерей упругой (сдвиговой) устойчивости дислоцированной кристаллической решётки, избыточной энергией, скоростью и плотностью скользящих дислокаций и полями внутренних напряжений, вызванных растворёнными атома- ми. Для термически активированных процессов прерывистого (повтор- ного) закрепления и коттрелловского блокирования дислокаций учтены вклады близкодействующих механизмов торможения связанных де- фектов в кинетике явлений дислокационной релаксации упругих напряжений и дислокационной ползучести, указывающих на решаю- щую роль локализации сдвига в структурной подготовке преждевре- менного разрушения. Результаты теоретических исследований и термо- активационного анализа находятся в разумном соответствии с опубли- кованными экспериментальными данными. Новый подход предназна- чен для использования при количественной оценке эффективности ле- гирования, потенциала термического сопротивления (жаропрочности) и ожидаемого ресурса эксплуатации новых экспериментальных сплавов, в том числе с эффектом Портевена–Ле Шателье. В рамках запропонованої структурно-енергетичної концепції зміцнення розроблено фізичну теорію тривалої, що виключає руйнування, міцнос- ти твердих розчинів, яку засновано на дислокаційнім моделі залежного від часу опору мікроплинности та динамічних наближеннях дислока- ційних наносеґментів з рухомими вузлами закріплення нижче макрос- Успехи физ. мет. / Usp. Fiz. Met. 2016, т. 17, сс. 173–200 DOI: http://dx.doi.org/10.15407/ufm.17.02.173 Îòòèñêè äîñòóïíû íåïîñðåäñòâåííî îò èçäàòåëÿ Ôîòîêîïèðîâàíèå ðàçðåøåíî òîëüêî â ñîîòâåòñòâèè ñ ëèöåíçèåé 2016 ÈÌÔ (Èíñòèòóò ìåòàëëîôèçèêè èì. Ã. Â. Êóðäþìîâà ÍÀÍ Óêðàèíû) Íàïå÷àòàíî â Óêðàèíå. http://dx.doi.org/10.15407/ufm.17.02.173 174 В. Г. ТКАЧЕНКО копічної межі плинности. В аналітичних виразах, що описують перехід від однорідної до зосередженої мікродеформації з локалізацією зсуву, критичний рівень локальних напружень пов’язується із втратою пруж- ньої (зсувної) стійкости дислокованої кристалічної ґратниці, надлиш- ковою енергією, швидкістю та густиною ковзних дислокацій і полями внутрішніх напружень, викликаних розчиненими атомами. Для термі- чно активованих процесів переривчастого (повторного) закріплення і Коттреллового блокування дислокацій враховано внески близькодіючих механізмів гальмування пов’язаних дефектів у кінетиці явищ дислока- ційної релаксації пружніх напружень і дислокаційної плазучости, що вказують на вирішальну роль локалізації зсуву в структурній підготов- ці передчасного руйнування. Результати теоретичних досліджень і тер- моактиваційної аналізи знаходяться у розумній відповідності до опуб- лікованих експериментальних даних. Новий підхід призначено для ви- користання при кількісному оцінюванні ефективности ле´ування, по- тенціялу термічного опору (жароміцности) й очікуваного ресурсу екс- плуатації нових експериментальних стопів, у тому числі з ефектом По- ртевена–Ле Шательє. A new dynamical model of time-dependent dislocation microyielding is proposed using the suggested structure–energy concept of strengthening in terms of dragging mechanisms responsible for microyield resistance in solid solutions below macroscopic yield stress. A physical theory of long- term, non-destructive strength is developed taking as a basis the derived relations for strain rates in metal alloy systems with mobile modes of dis- location pinning. The new approach, thermoactivated analysis and quanti- tative energy (dislocation) criterion of time-dependent strength account for influence of the short-range dislocation–solute interaction in real scale of time and predict a transition from homogeneous strain to localized shear strain contributing to a probable fracture. In accordance with the revised equations of the dislocation stress relaxation and derived energy relations, the threshold stress of long-term strength of a given alloy is associated with shear instability of its dislocated crystal lattice, density and rate of sliding dislocations, their excess energy (line tension) as well as fields of internal elastic stresses produced by solutes. The theoretical results are in reasonable agreement with published experimental data ob- tained by means of using dislocation relaxation and creep strain rate measuring techniques. They are suitable to advanced alloys with the Portevin–Le Châtelier effect and could be useful for quantitative assess- ment of alloying effectiveness, potential of heat-resistance, and expected service resource. Ключевые слова: микротекучесть, длительная прочность, механизмы торможения дислокаций. Ключові слова: мікроплинність, тривала міцність, механізми гальму- вання дислокацій. Keywords: long-term strength, microyielding mechanisms, dislocation- solute dragging. ФИЗИЧЕСКИЕ ОСНОВЫ ДЛИТЕЛЬНОЙ ПРОЧНОСТИ ТВЁРДЫХ РАСТВОРОВ 175 (Получено 2 марта 2016 г.) 1. ВВЕДЕНИЕ Твёрдые растворы — основа всех важнейших конструкционных и нержавеющих сталей, бронз, латуней, алюминиевых, титановых и магниевых сплавов высокой прочности, а также многих полу- проводников, сегнетоэлектриков и других функциональных ма- териалов современной твёрдотельной электроники [1–4]. За по- следние десятилетия были существенно расширены наши пред- ставления о природе интенсивной (макроскопической, активной) пластической деформации (ПД) и механизмах, контролирующих кратковременную прочность металлов и сплавов с твёрдораствор- ным упрочнением (в условиях непрерывного растяжения) [5–7]. Однако по литературным данным [8–12] уровень кратковремен- ных механических свойств (т, ви, K1С и т.д.) — критерий, недо- статочный для оценки работоспособности новых материалов и надёжности элементов конструкций, которые работают в дина- мических условиях длительного нагружения, когда удельная вы- сокая жёсткость Е/, низкий момент инерции и сопротивление зависимой от времени микротекучести (МКТ) становятся опреде- ляющими. К конструкционным сплавам, работающим обычно при напряжениях ниже макроскопического предела текучести в условиях длительной релаксации напряжений, предъявляются более высокие требования релаксационной стойкости и сохране- ния размерной стабильности изготовленных из них деталей узлов конструкций. В периодической литературе скорость микротекучести и пол- зучести твёрдых растворов описывается феноменологическими уравнениями, учитывающими диффузионные характеристики и концентрации ингредиентов [13], а для медленных дислокаций – как правило, эмпирическим уравнением [14] exp n n U RT          , (1) где  1/ ln lnn m f        . Анализ уравнения (1) в координа- тах ln ln   и ln 1/T  с усреднённой оценкой энергии акти- вации (э.а.) U и параметра упрочнения n, чувствительного к ско- рости деформации, даёт общие представления о дислокационно- диффузионном характере МКТ, но не указывает на физическую природу дислокационного механизма, так как э.а. не является критическим параметром [7]. Шерби с сотрудниками [15] сделана попытка разделить вклады диффузионного и дислокационного 176 В. Г. ТКАЧЕНКО механизмов, ответственных за скорость структурных превраще- ний. По эти данным при температурах, соответствующих одинако- вой диффузионной подвижности растворенных атомов и фиксиро- ванной скорости дислокационной микротекучести эф ( / const)D  , для большого количества поликристаллов металлических систем сплавов с ГПУ-, ОЦК- и ГЦК-структурой в двойных логарифмиче- ских координатах наблюдается надёжная линейная корреляция между напряжением течения (на устойчивой стадии высокотемпе- ратурной ползучести) и упругим модулем Юнга Е. Иными словами, приращение упругих констант можно рассматривать как способ улучшения длительных (зависимых от времени) свойств металлов и сплавов, например, предела ползучести n. Тем не менее, и в этом случае фиксированная скорость ползучести ̇n связывается с параметром феноменологическим соотношением   2 эф ( / ) ( / )n nkD b f E . (2) При этом функция f(n/E) остаётся неопределённой. Такого рода подходы усложняют или делают проблематичной физическую интерпретацию новых результатов. В наших работах длительная прочность при умеренных и по- вышенных температурах связывается с торможением подвижных дислокаций определёнными элементами микроструктуры метал- лов и сплавов [8–16]. Чтобы понять их природу и эффективность, необходимы теоретические исследования, физические подходы и адекватные модели, способные в рамках термоактивационного анализа установить физическую природу сопротивления микро- текучести с привлечением близкодействующих механизмов тор- можения дефектов в условиях зависимого от времени нагруже- ния. В связи с этим становится целесообразным промоделировать и провести комплекс фундаментальных исследований физической природы дислокационной МКТ и механизма формирования дли- тельной прочности, обобщить результаты оригинальных и опуб- ликованных работ и на этой основе разработать критерий для определения пределов полезной и максимальной длительной прочности ( const) n   в условиях, когда накапливаемая пассив- ная (зависимая от времени) микродеформация (ниже макроско- пического предела текучести) ограничивается полезным време- нем, исключающим образование (зарождение) опасных дефектов (субмикротрещин, микропор и т.д.). Основной целью настоящей работы является изучение принципиальной возможности повы- шения сопротивления МКТ и термического сопротивления (жа- ропрочности) новых экспериментальных сплавов на основе тер- мически активированных дислокационных механизмов динами- ческого торможения связанных подвижных дефектов в твёрдых ФИЗИЧЕСКИЕ ОСНОВЫ ДЛИТЕЛЬНОЙ ПРОЧНОСТИ ТВЁРДЫХ РАСТВОРОВ 177 растворах с ГПУ-, ОЦК- и ГЦК-структурой. Фундаментальные концепции, обеспечивающие количественные характеристики ак- тивационных параметров, могут быть руководством для разра- ботки физико-химических принципов легирования, инженерного контроля новых экспериментальных сплавов и сокращения вре- мени, затраченного на эмпирические подходы. 2. МОДЕЛИРОВАНИЕ: ФИЗИЧЕСКИЕ ПРЕДПОСЫЛКИ И ОБОСНОВАНИЕ ПОДХОДА Для поликристаллов предложен ряд моделей термически активи- рованного процесса накопления МКТ с аналитическими решени- ями дифференциальных уравнений для скорости релаксации напряжений ниже предела текучести [17–19]. В частности, по данным [19] превышение макроскопического предела упругости, который рассматривается в рамках статистической теории как критерий релаксационной стойкости, приводит к потере размер- ной стабильности, связанной с начальным напряжением при ак- тивной деформации металлов и сплавов. Вместе с тем отсутствие полномасштабного (численного) термоактивационного анализа дифференциальных уравнений релаксации является принципи- альным недостатком известных дислокационных моделей Доцен- ко [18], Кузнецова–Павлова [17] и Почиваловой [19], исключаю- щих возможность их экспериментальной проверки и определения контролирующих механизмов МКТ. Руководствуясь основополагающей теорией Гранато–Люкке дислокационного затухания твёрдых растворов [20], неупругие потери энергии в твёрдых растворах следует связывать с закреп- лением и раскреплением дислокаций. Исследования внутреннего трения на резонансных частотах свободно затухающих колебаний (1–5 Гц) подтверждают наличие слабых фиксированных точек закрепления растворенных ПА/ЛЭ с небольшой энергией связи Есв, а также малоподвижных дислокаций, прочно закреплённых на межфазных границах, например, доэвтектических систем [8]. При этом активационная длина подвижного дислокационного наносегмента Lc коррелирует с эффективным активационным объёмом (а.о.) V*, который по существу является мерой актива- ционной длины дислокаций. В отличие от классической дислока- ционной теории Гранато–Люкке, рассматривающей атермический (силовой) отрыв (раскрепление) дислокации от точечных дефек- тов (ТД), в теории дислокационного гистерезиса Инденбома– Чернова [21] появляется возможность исследовать количествен- ные характеристики термически активированного взаимодей- ствия между дислокациями и ТД; однако этот подход нельзя ис- пользовать для оценок коротких (Lc  50b) дислокационных сег- 178 В. Г. ТКАЧЕНКО ментов, наблюдаемых в реальных процессах раскрепления дис- локаций, так как измеряемая активационная длина Lc не согла- суется с критической длиной, предсказанной для фиксированных барьеров. В известных концепциях и моделях рассматриваются в основ- ном закономерности взаимодействия подвижных дислокаций с неподвижными примесными атомами, ПА (блокирование) или подвижных ПА с неподвижными дислокациями (деформационное старение), как правило, в условиях активной деформации, т.е. непрерывного растяжения ( const) n   . При этом зависимые от времени процессы дислокационной ползучести и дислокационной релаксации напряжений исследуются в основном как явления, без ограничения допустимой деформации. Эффективная энергия активации, э.а. (полная энтальпия активации) U* — важная фи- зическая характеристика, однако её величина не является кри- тическим параметром для установления физической природы контролирующего механизма микротекучести [16]. Поэтому обычно определяют э.а. U* и а.о. V*, которые считаются некото- рым основанием для выбора наиболее вероятного механизма. Хо- тя а.о. V* непосредственно связан с физическим механизмом де- формации, усреднённые оценки U* и V* подчёркивают некоторую неопределённость физической интерпретации результатов [22]. В настоящей работе теоретически анализируется зависимое от времени сопротивление микротекучести для идентификации кон- тролирующих механизмов торможения подвижных дислокаций, взаимодействующих с подвижными растворенными атомами, с привлечением большего количества активационных параметров. Предлагается более точная методика оценки абсолютных значе- ний * ( , )T  для широкого диапазона значений термической ком- поненты приложенного напряжения *. В отличие от долговечно- сти (сопротивления разрушению по закону д ( сonst) n    рас- сматривается концепция полезной длительной прочности (ПДП), ограниченной (по времени t*) заданной (на практике) пассивной микропластической деформацией     * 0 const t dt (не более 0,2– 0,4%), при которой исключается локализация сдвига (из-за раз- множения дефектов), а значит и преждевременное разрушение. В отличие от макроскопической деформации при кратковременных испытаниях зависимая от времени скорость дислокационной МКТ ̇мкт  d/dt характеризует мгновенную скорость процесса, а ln̇мкт — её медленное изменение. Такой подход позволяет выпол- нить полномасштабный (численный) термоактивационный анализ с использованием большего количества физических (активацион- ных) параметров. Дислокационная релаксация упругих напряжений представля- ет собой по существу дислокационную ползучесть при перемен- ФИЗИЧЕСКИЕ ОСНОВЫ ДЛИТЕЛЬНОЙ ПРОЧНОСТИ ТВЁРДЫХ РАСТВОРОВ 179 ном напряжении, что позволяет моделировать микротекучесть в обоих случаях с единых позиций и оценивать а.о. V* по кривым ползучести или ступенчатым нагружением [16, 22]. Тогда             2* 1 2 * ln ln ln( ) n п c b LV kT kT . (3) Предложена модель, в которой рассматривается динамическое взаимодействие полей напряжений подвижных дислокаций и по- движных легирующих элементов (ЛЭ) в условиях пассивной (за- висимой от времени) деформации (n  const) ниже макроскопи- ческого предела текучести, в том числе в интервале температур динамического деформационного старения (ДДС) (синеломкости, водородного охрупчивания, горячеломкости) [16]. На основе этой модели исследованы дислокационные механизмы динамического торможения дефектов, обеспечивающего сопротивление микроп- ластической деформации на уровне n  10 9–10 10 с 1. Формули- ровка дислокационной модели сопротивления микротекучести твёрдых растворов даёт возможность проведения полномасштаб- ного (численного) термоактивационного анализа с оценкой акти- вационных параметров (U*, V*, Есв и Lc) в широком интервале температур (ln̇мкт/T) и напряжений (ln̇мкт/)T. Эти данные использованы для правильного выбора контролирующего дисло- кационного механизма. 2.1. Первое приближение: отсутствие размножения дислокаций Так как средняя плотность подвижных дислокаций пд  слабо за- висит от деформации  [23], на ранних стадиях  она принима- ется постоянной. Тогда в условиях равномерного удлинения дис- локационная МКТ определяется в основном скоростью и пре- имущественным перераспределением подвижных дислокаций, то есть * * * * пд пд пд ln / ln / ln / ln /d d              . Если процесс термически активированного закрепления дисло- каций является доминантным и сопровождается образованием ат- мосфер Коттрелла при температурах ниже температуры конденса- ции (насыщения) (Т  453–473 К для Mg сплавов), тогда для боль- ших напряжений и низких температур * * ( )V kT  скорость дина- мического торможения дислокаций выражается уравнением:             * 2 * св мкт пд 2 ( ) exp c U E L b b kT , (4) где пд 2 ( ) constb   ;  — длина свободного пробега дислокации (между термически активируемыми барьерами);  — частота 180 В. Г. ТКАЧЕНКО успешных прыжков-колебаний дислокации; b – модуль вектора Бюргерса; U * — э.а. движения дислокации; Есв — энергия связи дислокации с подвижной атмосферой Коттрелла;  * — эффективное напряжение сдвига; Lc — активационная длина дислокационного наносегмента, закреплённого подвижной атмосферой Коттрелла из растворенных атомов; kТ — термодинамическая температура. Смещение подвижного равновесия этой системы соответствует физико-химическому принципу Ле Шателье–Брауна [24]. Явле- ние ДДС и макроскопический эффект Портевена–Ле Шателье (jerky flow), которые проявляются при активной деформации ( const, const) n     в тонкой структуре кривых непрерывного растяжения, свидетельствуют о динамическом взаимодействии растворенных ЛЭ/ПА с подвижными дислокациями [25]. В ин- тервале температур, вызывающих эффект Портевена–Ле Шате- лье, т.е. в условиях  * *V kT , дислокация рывками взаимодей- ствует с атмосферой Коттрелла, вызывая скачкообразное проте- кание МКТ и ограничение подвижности дислокаций в твёрдых растворах. На гладких кривых растяжения этот эффект проявля- ется в виде «зубцов» прерывистого течения (для скоростей дис- локаций uд  uкр и uд  uкр) [26, 27]. Для аналитического описа- ния этого процесса выдвинута физическая идея расщепления (на два энергетических уровня) активационного потенциального ба- рьера на уровне предела МКТ, необходимого для активированно- го (ограниченного) движения временно связанных дислокаций. Скачкообразное движение по существу означает термически ак- тивированное закрепление дислокаций (с долей exp{Eсв/(kT)} и э.а. U*, превышающей потенциальный барьер U на величину Есв, и термически активированное раскрепление дислокаций (с долей exp{Eсв/(kТ)} и э.а. U* ниже U на величину энергии отрыва Eсв. Таким образом, рассматривается двухуровневый процесс термиче- ски активированного взаимодействия указанных дефектов. Если раскрепление дислокаций осуществляется только за счёт термических флуктуаций (τ*  0), энергия активации для её от- рыва увеличивается до 2Есв при энтропийной температуре (Тэ). Если подвижные термические препятствия увеличивают или уменьшают э.а. движения дислокаций на величину энергии связи по конкурентному механизму, их динамика торможения не про- тиворечит концепции Гранато–Люкке и согласуется с физико- химическим принципом смещения подвижного равновесия Ле Шателье–Брауна. Таким образом, ограничение скорости микропластической де- формации рассматривается как результат разности прямых и об- ратных термически активируемых процессов закрепления дисло- каций (динамическое торможение) и раскрепления дислокаций растворенными элементами (динамическое ускорение). При не- ФИЗИЧЕСКИЕ ОСНОВЫ ДЛИТЕЛЬНОЙ ПРОЧНОСТИ ТВЁРДЫХ РАСТВОРОВ 181 больших сдвиговых напряжениях и повышенных температурах  * * ( )V kT (в условиях аккомодации диффузионных механиз- мов) скорость дислокационной микротекучести мкт связывается соотношением:                 * 2 * св мкт пд 2 ( ) exp shc EU L b b kT kT . (5) На рисунке 1 схематически представлены предельные (критиче- ские, зависимые от времени) деформации на уровне предела микро- текучести σмкт до деформации Людерса (εкр1), макроскопического предела текучести σт в условиях активации источников размноже- ния дислокаций (εкр2) и условного предела прочности σв, временного сопротивления (εкр3), т.е. максимального значения нагрузки, кото- рая вызывает (перед разрушением) образование эллиптического се- чения (шейки). В фазе нестабильности (бифуркаций) для измене- ния состояния системы достаточно незначительных нагрузок. Кри- тическая точка εкр (1) означает переход (ниже макроскопического предела текучести) от однородной к сосредоточенной деформации с локализацией полос сдвига; εкр (2) означает переход (выше макро- скопического предела текучести) к интенсивному размножению дислокаций (начало деформационного и субструктурного упрочне- ния); εкр (3) означает переход от одноосного к трёхосному растяже- нию (вблизи условного предела прочности). Рис. 1. Схематическое представление критических точек (бифуркаций) на различных структурно-энергетических уровнях, объединяющих кратко- временные и длительные (зависимые от времени) характеристики метал- лических кристаллов.1 182 В. Г. ТКАЧЕНКО 2.2. Второе приближение: слабое размножение дислокаций Размножение дислокаций в процессе активной деформации учи- тывается в моделях Орована д d b b dt        , (6) где первый член этого силового критерия представляет вклад скольжения ( / 0d dt  , const  ),  — плотность существую- щих дислокаций), второй член — вклад размножения дислока- ций, а д  — скорость дислокаций. В отличие от уравнения Орована (6) для активной макроде- формации с дальнодействующими полями внутренних напряже- ний работа эффективного напряжения *V* для твёрдых растворов связывается с активацией термически активированного (близко- действующего) механизма дислокационной релаксации упругой энергии. С учётом    * * ln / /( )V kT для плотности дислокаций пд  , успешно преодолевших (на межатомных расстояниях) тер- мические препятствия, * * пд ( ln ln )V kT        , (7) что позволяет оценить активационные параметры из выражения: * св пд * 1 1 ( ln ln ) lnln U E kT T                . (8) Для малых * * * 1 1 2 2 ln lnV kT            , (9) где пд ln  — скорость медленного изменения плотности подвиж- ных дислокаций. 3. РЕЗУЛЬТАТЫ ТЕОРЕТИЧЕСКИХ ИССЛЕДОВАНИЙ 3.1. Физическая теория В рамках структурно-энергетической концепции дислокационной микротекучести твёрдых растворов с подвижной наноразмерной структурой [16] уравнение дислокационной релаксации упругих напряжений в полулогарифмических координатах *–lnt описы- вается соотношением ФИЗИЧЕСКИЕ ОСНОВЫ ДЛИТЕЛЬНОЙ ПРОЧНОСТИ ТВЁРДЫХ РАСТВОРОВ 183 * * * св (1/ )[( ) ln( )]V U E kT t     (10) для контролирующего термически активированного механизма торможения дислокационными атмосферами с подвижными уз- лами закрепления (растворенными атомами) или * * * св (1/ )[( 2 ) ln( )]V U E kT t     (11) для контролирующего термически активированного механизма торможения в условиях прерывистого (повторного) закрепления дислокаций; здесь * 0 ( ) n K V kT   ,     0 пд b , * 2 cV L b . После потенцирования уравнений (10) и (11) время дислокаци- онной релаксации t, необходимое для равномерной МКТ (до ло- кализации сдвига) для двух указанных механизмов вычисляется из соотношений:         1 * * * св exp ( ) ( )t U E V kT (12) или         1 * * * св exp ( 2 ) ( )t U E V kT . (13) При 0*  время перехода к атермической компоненте прило- женного напряжения tG определяется из выражений:   * * * св ( 2 ) ln( ) G U E V kT t V (14) или   * св 2 ln( ) G U E kT t . (15) Уравнения дислокационной релаксации (10) и (11) позволяют разделить на межатомных расстояниях близкодействующие (за- висимые от времени) вклады энергии термических флуктуаций и контактного (силового) взаимодействия дислокаций с подвижны- ми узлами закрепления растворёнными атомами ЛЭ. В частно- сти, численный анализ уравнения (11), выведенного для меха- низма прерывистого (повторного) закрепления дислокаций, раз- деляет в нанообъёме V*/b3 (в единицах модуля вектора Бюргерса) вклады энергий термической активации и работы эффективного напряжения сдвига *V*. Для сплавов на основе ГПУ-Mg, зани- мающего первое место среди технических металлов по характе- ристикам усталости, при исследовании кривых дислокационной 184 В. Г. ТКАЧЕНКО релаксации (упругих напряжений) установлено (рис. 2), что с увеличением времени релаксации t (по логарифмическому зако- ну) работа эффективного напряжения *V* стремится линейно к атермической компоненте, связанной со структурной релаксаци- ей и полями обратных упругих напряжений, а энергия, подводи- мая к барьеру по термофлуктуационному механизму, линейно повышается до величины потенциального барьера сопротивления движению дислокаций. Иными словами, линейное уменьшение вклада *V* с увеличением времени релаксации сопровождается линейным усилением вклада термической активации (в том же нанообъёме). Таким образом, в этом случае процесс прерывистого течения поликристаллических сплавов с эффектом Портевена– Ле Шателье [27], а значит, и сопротивление микротекучести кон- тролируются механизмом прерывистого динамического торможе- ния дислокаций с полной свободной энергией, необходимой для преодоления близкодействующего барьера в условиях термически активированного закрепления и раскрепления этих дефектов. В соответствии с результатами теоретических вычислений фи- зический критерий полезной, исключающей разрушение, дли- Рис. 2. Временной закон дислокационной релаксации для первичных α- твёрдых растворов с ГПУ-структурой в системе Mg–Al–Ca–Ti с разделе- нием близкодействующих вкладов работы эффективного напряжения Δτ*V* (1, 2) и энергии (U*  2Eсв  Δτ *V*) термических флуктуаций (1′, 2′), обеспечивающих преодоление близкодействующих барьеров по меха- низму прерывистого (повторного) закрепления дислокаций в сплаве Mg–12,5% Al–1,3% Ca–0,1% Ti при 523 К и V*  35b3 (1, 1), 423 К и V*  20b3 (2, 2). Здесь заштрихованные области схематически отражают усиление вклада термической активации.2 0 2 4 6 8 0,0 0,1 0,2 0,3 0,4 0,5 0,6 0,7 0,8 0,9 1,0 0,0 0,1 0,2 0,3 0,4 0,5 0,6 0,7 0,8 0,9 1,0 2 21 (U *  2 E ñ â    V *), 1 0  1 9 Ä æ ln t  * V * , 1 0  1 9 Ä æ 1   ФИЗИЧЕСКИЕ ОСНОВЫ ДЛИТЕЛЬНОЙ ПРОЧНОСТИ ТВЁРДЫХ РАСТВОРОВ 185 тельной прочности может быть представлен в виде * * * * * св кр пдп ( / ) exp 8 (1 ) U E VGbln r b t kT               (16) и                 2 * * * кр1* * св кр1 пдп ln( / ) exp 8 (1 ) Gb r b U E V t kT (17) для механизма торможения дислокаций, связанных атмосферами Коттрелла (при *V*  kT) и в виде * 2 * * * св кр пдп 2ln( / ) exp 8 (1 ) c U E L bGb r b t kT           , (18) и 2 * 2 * кр* * св кр пдп ln( / ) 2 exp 8 (1 ) c Gb r b U E L b t kT             (19) для механизма прерывистого (повторного) закрепления дислока- ций (при *V*  kT). Здесь кр1 — предельная (критическая) ско- рость сдвиговой деформации, которая характеризует переход от однородной деформации к локализации сдвига (рис. 1);  — усреднённый геометрический коэффициент Шмида (Schmid fac- tor), связывающий деформацию растяжения с деформацией сдви- га для поликристаллов ( / 0,5)     ; кр — предельная (крити- ческая) плотность подвижных дислокаций;  — коэффициент Пуассона; r — радиус кривизны дислокаций (между подвижны- ми узлами закрепления для кристалла, который содержит по- движную дислокацию), r  Gb/, где  — приложенное напряже- ние; G — модуль сдвига (Е/G  2,6 для металлов); Gb — сдвиго- вая устойчивость (жёсткость) кристаллической решётки; 0 r b — модуль вектора Бюргерса, который характеризует степень иска- женности кристаллической решётки по контуру невязки; Gb2 – линейное натяжение (избыточная энергия) дислокаций (на еди- ницу длины); Тпдп — максимальная полезная температура дли- тельной прочности, предложенная Рид-Хиллом [28]. Если Т  Tэ *, где Tэ * — энтропийная температура, при которой ко- герентные термические флуктуации преодолевают потенциальный барьер без внешних сил (τ *  0), уравнение (19) принимает вид * * * св д э 2ln( / ) exp 8 (1 ) U EGb r b t kT        , (20) 186 В. Г. ТКАЧЕНКО где * * * д св ( , , , , )f T U E V   . Ряд дислокационных (количественных) критериев ПДП (16)– (20) связывает локальное напряжение торможения дислокаций в критических точках (бифуркаций) с потерей упругой (сдвиговой) устойчивости кристаллической решётки (Gb), избыточной энерги- ей (линейным натяжением Gb2), скоростью и плотностью дисло- каций, а также активацией близкодействующих механизмов торможения этих линейных дефектов. 3.2. Сравнение теории и эксперимента: проверки достоверности модельных представлений Как известно, активационный объём (а.о.) V* (в единицах вектора Бюргерса) является мерой активационной длины дислокационно- го наносегмента Lc, закреплённого в данном случае подвижными узлами — растворенными атомами легирующих элементов (рис. 3, б). Зависимости V*(*) для различных наиболее вероятных ме- ханизмов, контролирующих сопротивление МКТ, представлена Рис. 3. Зависимость активационного объёма от эффективного напряже- ния (термической компоненты) для твёрдых растворов сплавов ГПУ- Mg–12,5% Al–1,2% Ca (1–3) и ГЦК-Fe–32% Ni–0,1% C (а): 1 — динами- ческое торможение подвижных дислокаций атмосферами Коттрелла из растворённых атомов (Al и Ca) с энергией активации (э.а.) 1,410 19 Дж при 423 К; 2 — прерывистое закрепление дислокаций в условиях пре- рывистого течения поликристаллов при 523 К; 3 — распад атмосфер в условиях прерывистого течения поликристаллов с э.а. 2,110 19 Дж, равной э.а. восхождения (переползания) освобождённых дислокаций (по вакансионному или кластерному механизму); 4 — динамическое тормо- жение дислокаций углеродными атмосферами Коттрелла в условиях прерывистого течения сплава ГЦК-Fe–32% Ni–0,12% C [26].3 ФИЗИЧЕСКИЕ ОСНОВЫ ДЛИТЕЛЬНОЙ ПРОЧНОСТИ ТВЁРДЫХ РАСТВОРОВ 187 на рис. 3. Результаты теоретических исследований согласуются с экспериментальными данными [16, 26]. С использованием количественного (дислокационного) крите- рия ПДП и соответствующих уравнений * ln( ) ln lnt        , где 2 ln ln[ ln( / ) ]/8 (1 )DGb        и     * * * св ( )/( )U E V kT , постро- ены теоретические зависимости в координатах * ln( ) 1/t T  (рис. 4, а) и * ln( ) lnt    (рис. 4, б). С учётом линейной корреляции между * ln( )t  и 1/Т из одинаковых наклонов прямых (1, 2 и 3) (U *  Eсв)/k установлен единый контролирующий термически активирован- ный механизм торможения наноразмерной подвижной системы (рис. 4) дислокационными атмосферами, состоящими из раство- ренных ЛЭ (Al и Ca), c э.а. 1,4∙10 19 Дж, равной энергии мигра- ции избыточных вакансий в системе Mg–Al, Ca [6]. Важно под- черкнуть, что эта теоретическая оценка э.а. U* совпадает с её экспериментальным значением, вычисленным по данным *V* для различных наиболее вероятных механизмов, контролирующих сопротивление МКТ сплавов (рис. 3). При *  0 параметр (t*) проявляет слабую чувствительность к приложенному (атермиче- скому) напряжению. Так как явление релаксации — это прояв- ление ползучести при переменном напряжении при   const, термически активированные процессы дислокационной релакса- ции упругих напряжений и дислокационной ползучести контро- лируются одними и теми же механизмами, ответственными за Рис. 4. Зависимости ln(t*̇) от 1/Т (а) при напряжениях 10 МПа (1), 70 МПа (2) и 100 МПа (3), а также ln(t*̇) от lnσ (б) при температурах 293 К (1), 393 К (2) и 423 К (3) для сплава Mg–12,5% Al–1,3% Ca (n  const).4 188 В. Г. ТКАЧЕНКО скорость пассивной микротекучести в широком интервале темпе- ратур и напряжений. Эти представления дают возможность объ- единить полномасштабный термоактивационный (численный) анализ этих данных и проверить достоверность дислокационной модели и физической теории (табл. 1–3). Справедливость предложенной модели подтверждается появле- нием в спектрах поглощения упругой энергии ГПУ-кристаллов (-Ti и Mg) дислокационной релаксации Снука–Кёстера, которая, как известно, является достаточно общим явлением для дефор- мированных металлов и сплавов [23]. Наблюдаемый динамиче- ский эффект медленного движения связанных дислокаций, обо- гащённых подвижными атмосферами Коттрелла (на уровне    10 9–10 10 с 1) объясняется увеличением высоты потенциального барьера, который обеспечивает торможение этих дефектов за счёт э.а. отрыва дислокаций от растворенных примесных и легирую- щих элементов и э.а. их диффузии вдоль и поперёк дислокаций в полном соответствии с теоретическими представлениями G. Schoeck, A. Seeger, I. C. Ritchie [33]. Теоретический анализ дис- локационной микротекучести подтверждается также новыми из- мерениями рентгеновских параметров МПД при испытаниях на ползучесть [23, 34]. Концепция полезной длительной прочности металлических кристаллов открывает новые возможности для ТАБЛИЦА 1. Термоактивационный анализ металлических сплавов с твёр- дорастворным упрочнением (в условиях прерывистого, повторного закреп- ления дислокаций растворёнными атомами внедрения и замещения).5 Базовая система Термическая компонента τ*, МПа Активацион- ный объём V*, 10 10 м Энергия активации U *, эВ Lc, нм τ*V*  0 τ*V*  0 Mg–Al, Zn (AZ91D), Mg–Al, Ca (Ti) 20 35b3 0,90 0,47 0,27 – 1,25 0,90 0,90 1,25 4,2 ГПУ-α-Zr– 0,15% O2 [29] 40 50b3 – 0,8 1,0 – ГЦК-Al–5% Mg 30 10 85b3 35b3 0,37 0,55 1,28 0,90 – ОЦК-Cr [30] 20 50b3 0,4 0,2 1,08  0,1Gb3 при 500 К – ГЦК-Ni–H [31] 10 3 7,1b3 23,8b3 0,44 – 2,3 7,6 ГЦК-Fe–32% Ni–0,12% C [26] 10 3 5,7b3 19b3 0,35 – 1,8 6,0 ФИЗИЧЕСКИЕ ОСНОВЫ ДЛИТЕЛЬНОЙ ПРОЧНОСТИ ТВЁРДЫХ РАСТВОРОВ 189 дальнейшего развития физической теории температурной зависи- мости истинного разрушающего напряжения и построения прин- ципиально новой схемы квазихрупкого перехода, основанных на законе равенства энергий активации на стадиях дислокационной микротекучести, предшествующей и сопутствующей квазихрупко- му разрушению [4] в условиях длительного нагружения. Для наиболее перспективных металлических кристаллов из дислокационных критериев ПДП вычислены критические темпе- ратуры (Т* кр и T* к * р) (табл. 2), соответствующие максимальной ТАБЛИЦА 2. Критические температуры полезной длительной прочности ме- таллов и сплавов с твёрдорастворным упрочнением: теория vs. эксперимент.6 Базовая система Тпл, К Тпдп, К при *V*  0 Тпдп/Тпл, % по абс. шкале пдп  , с 1 Тэ, К Примечание Mg–12,5% Al–1,3% Ca–0,2% Ti 923 618 67 110 5 Теория 623 66 510 5 684 Эксперимент [32] ГПУ-α-Zr– 0,15% O2 2128 47 7,810 4 1003 Теория 41 210 6 870 Сопротивление ползучести [29] 46 110 6 984 Релаксация напряжений [29] ГЦК-Al– 5% Mg 933 517 55 110 7 473 Теория 431 46 110 4 Кратковременные испытания [29] ТАБЛИЦА 3. Сопротивление микротекучести и полезная длительная прочность лучших литейных магниевых сплавов при 423 К.7 Состав сплавов Скорость деформации (пол- зучести)  , с 1 Предел ползучести, MPa t, час Деформация ползучести, ε% AZ91D (Dow Chemical Corp., USA) 110 7 35 200 100* 2,50 разрушение Mg–12,5% Al–1,3% Ca 110 8 64 200 0,35 Mg–12,5% Al–1,3% Ca–0,3% Y–0,5% Fe 110 9 70 200 0,21 Mg–12,5% Al–1,3% Ca–0,4% Mn–0,2% Ti 110 9 70 200 0,28 190 В. Г. ТКАЧЕНКО прочности, которую лучший потенциальный сплав может выдер- жать без разрушения (Т* кр  Tпдп/Тпл), а также термическому со- противлению этого сплава в точке (*  0), исключающей силовое близкодействующее взаимодействие дефектов (T* к * р  Тэ) и харак- теризующей максимальный (энтропийный) вклад термической активации для преодоления близкодействующего препятствия по термофлуктуационному механизму. При энтропийной температу- ре T* к * р микротекучесть осуществляется термическим возбуждени- ем дислокаций независимо от структуры и концентрации ЛЭ. При Т  T* к * р доминирует диффузионная ползучесть без участия дислокаций с э.а., равной э.а. самодиффузии атомов. По данным [34] в системе Mg–Al–Ca–Ti достигнуты наиболее высокие харак- теристики сопротивления ползучести (без разрушения) и полез- ной длительной прочности: (n  10 9–10 10 c 1, при   0,2–0,4% и 70–80 МПа в течение 150–200 часов) (табл. 3). Термическая стабилизация сплавов включает термическую стабилизацию фазового состава, концентрацию твёрдых раство- ров, вакансионно-дислокационной структуры и релаксацию оста- точных напряжений. Достижение этих состояний существенно повышает термическое сопротивление новых экспериментальных сплавов. В частности, преодоление низкотемпературной хрупко- сти (рис. 5 и рис. 6, а) и возврат/восстановление механических свойств твёрдого раствора -Ti–H при эффективной термообра- ботке (рис. 6, б) связывается с окончательной структурой, сфор- Рис. 5. Температурные зависимости истинного разрушающего напряже- ния (1, 3) и макроскопического предела текучести (2, 4) для твёрдого раствора -Ti–H после отжига при 923 К (1, 2) и 1073 К (3, 4).8 ФИЗИЧЕСКИЕ ОСНОВЫ ДЛИТЕЛЬНОЙ ПРОЧНОСТИ ТВЁРДЫХ РАСТВОРОВ 191 мированной в процессе непрерывного растяжения этого сплава с различной физической кинетикой взаимодействующих дефектов. Если удалить стоки для избыточных решёточных вакансий Vi при оптимальной температуре отжига (1073 К) [23], взаимодей- ствие растворенных атомов водорода с дефектами с различными энергиями связи (Есв  0,6 эВ избыточных вакансий и Есв  0,2 эВ для дислокаций) происходит по конкурентному механизму. Пре- имущественный захват атомов водорода диффузионными ловуш- ками — избыточными вакансиями с образованием парных дефек- тов Vi–Hi исключает возможные закрепления решёточных, в том числе экранирующих, дислокаций (Д) с образованием парных дефектов Д–Hi в процессе непрерывного растяжения. Изменение кинетики парных дефектов полностью изменяет а б Рис. 6. Электронные микрофотографии поверхности разрушения твёрдого раствора -Ti–H при 77 К, отожжённого 2 часа при 923 К (а) и 1073 К (б). 9 Рис. 7. Схематическое представление вязкого (транскристаллитного) раз- рушения (а) и разрушения (б), которое сопровождается пластической ре- лаксацией растущих микротрещин на вязких (релаксирующих) границах ячеек [8, 23] по модифицированной схеме Дж. Ли [25] для твёрдых раство- ров с разориентированной ячеистой структурой, сформированной в про- цессе непрерывного растяжения.10 192 В. Г. ТКАЧЕНКО структурную подготовку разрушения (рис. 6 и 7) и подавляет во- дородное охрупчивание -Ti. Формирование окончательной мик- роструктуры сопровождается образованием энергетически благо- приятной ячеистой структуры с дислокационными стенками яче- ек, свободными от охрупчивающих атомов водорода и поэтому повышающими сопротивление дислокационной микротекучести на стадиях, предшествующей и сопутствующей разрушению. Наблюдаемое изменение механизма разрушения (рис. 6, а и б) указывает на пластическую релаксацию вязких (релаксирующих) границ ячеек — новых барьеров для торможения субкритических микротрещин длиной, соизмеримой с размером ячеек (рис. 6, б). 4. ДИСКУССИЯ Результаты настоящих исследований согласуются с теоретиче- скими оценками прочности ОЦК-нанокристаллов Мо и Fe в усло- виях одноосного [100] и равномерного трёхосного (triaxial) рас- тяжения [35]. Методами компьютерного моделирования (молеку- лярной динамики) установлено, что переход от упругой к пла- стической деформации (на наноуровне) сопровождается её лока- лизацией, вызывающей потерю сдвиговой устойчивости кристал- лической ОЦК-решётки. При этом зарождение дефектов (дисло- каций и двойников) становится критическим событием, обуслов- ленным критической деформацией и соответствующим критиче- ским напряжением сдвиговой неустойчивости из-за флуктуаций касательных напряжений. Обосновывается важный вывод о том, что даже в самых жёстких условиях гидростатического растяже- ния разрушение ОЦК-нанокристаллов происходит не на стадии однородной упругой деформации ОЦК-решётки, а в локальной области нарушений регулярной структуры нанокристалла. Вме- сте с тем по экспериментальным данным [36, 37] поведение кри- сталла (от температуры испытания до температуры плавления) оказывается близким к предельной деформации (при сдвиге), ко- гда его кристаллическая решётка теряет устойчивость. Для Al эти значения приближаются к 7% [36]. При этом максимальная упругая деформация бездефектных монокристаллов приводит к потере жёсткости кристаллической решётки, снижением напря- жения течения и пластической деформации с потерей сопротив- ляемости формоизменению, если при потере упругости не проис- ходит хрупкого разрушения (отрывом). Упругая энергия дефектов кристаллической решётки поликри- сталлов (твёрдых растворов) обнаруживает новые закономерно- сти. Исследование физической природы зависимого от времени сопротивления микротекучести на основе временного закона дис- локационной релаксации для твёрдых растворов открывает новые ФИЗИЧЕСКИЕ ОСНОВЫ ДЛИТЕЛЬНОЙ ПРОЧНОСТИ ТВЁРДЫХ РАСТВОРОВ 193 возможности для решения физических проблем полезной дли- тельной прочности металлических кристаллов на основе термиче- ски активированных (близкодействующих) механизмов, контро- лирующих торможение (ограниченное движение) дислокаций в твёрдых растворах на межатомных расстояниях. Структура урав- нений (4, 5, 7, 10 и 11) учитывает физическую кинетику химиче- ски связанных дефектов и динамику медленных дислокаций ни- же макроскопического предела текучести твёрдых растворов. Критерий полезной длительной прочности (16–20) контролирует эффективность динамического торможения дислокаций в поле приложенных напряжений и эффективность легирования, кото- рые предупреждают локализацию сдвига и расширяют область равномерного удлинения. Повышение жаропрочности и длительной прочности перспек- тивных сплавов, например, в области ДДС ограничивается пла- стической неустойчивостью, возникающей в результате локали- зации сдвига [27, 34]. Локализация деформации вызывает высо- кую концентрацию напряжений, в частности, в приграничных зонах (Гинье–Престона), свободных от выделений, или тройных точках зерен. Следует отметить, что в аморфных атомных струк- турах ближнего порядка методами наноидентифицирования так- же обнаружен переход от однородной к локализованной дефор- мации в результате самоорганизации полосы сдвига [38]. В соответствии с обобщённым физико-химическим принципом смещения подвижного равновесия [24] изменение одного из факто- ров равновесия (температуры, давления, концентрация, числа ато- мов в единице объёма) вызывает смещение этого равновесия в направлении, противоположным (по знаку или исходным условиям проведения) для восстановления исходного равновесия. Смещение подвижного равновесия атмосферы Коттрелла создаёт динамиче- ский эффект торможения связанной дислокации. Важно здесь под- черкнуть, что процесс динамического торможения дислокаций вза- имосвязан с прерывистым течением, которое проявляется по меха- низму Хана в виде макроскопического эффекта Портевена–Ле Ша- телье [39]. Согласно классической теории термически активиро- ванного течения металлов ниже критической температуры Тс или Т0 термические флуктуации содействуют преодолению подвижны- ми дислокациями близкодействующих барьеров [22]. Выше Тс или Т0 энергии самих термических флуктуаций достаточно для преодо- ления близкодействующих препятствий ( *  0). В этом случае при- ложенные напряжения используются для преодоления дальнодей- ствующих барьеров при более высоких э.а. U * и поэтому не нужда- ются в термических флуктуациях, то есть напряжение течения ста- новится температурно-независимым и равным так называемому атермическому напряжению G. Ниже Тс или Т0 скорость пластиче- 194 В. Г. ТКАЧЕНКО ской деформации (T, ) соответствует максимально достижимой скорости дислокаций. Таким образом, есть все основания подчеркнуть решающую роль локализации сдвига, вызывающего сдвиговую неустойчи- вость любой кристаллической решётки, и в активации прежде- временного разрушения, что подтверждается дислокационным критерием, характеризующим переход от критической однород- ной деформации (равномерного удлинения) к локализации сдвига с потерей сдвиговой устойчивости (жёсткости) кристаллической решётки Gb. Комплексы точечных дефектов (ТД), например, ва- кансионные кластеры создают вокруг себя несимметричные де- формации, так что атомные сдвиги в окрестности ТД становятся центрами локальных потерь устойчивости кристаллической ре- шётки дефектных кристаллов. При этом, в частности, обеспечи- вается бездиффузионный характер структурных (мартенситных) превращений и изменяется кинетика фазового перехода [9]. По данным [40] ГПУ-Ti технической чистоты разрушается легко ак- тивируемым базисным сколом с потерей пластичности при 77 К. При этом в системе -Ti — водород наблюдается эффект пласти- фицирования (восстановление пластичности), если поверхностная энергия границ поликристаллов становится меньше поверхност- ной энергии матричного скола. Его блокирование в результате интенсивной деформации по границам (М Т  Т 3) сопровождается подавлением активации механизма низкотемпературной хрупко- сти -Ti. В настоящей работе дана новая физическая интерпрета- ция эффекта пластифицирования наводороженного -Ti по экспе- риментальным данным, представленным на рис. 5–7. В соответ- ствии с фундаментальной концепцией Г. Конрада [41] низкотем- пературным механизмом, контролирующим скорость деформа- ции, является термически активируемое преодоление атомов внедрения дислокациями, которые движутся в призматических плоскостях первого порядка {1010}1020. При этом влияние концентрации ПАВ на термическую составляющую предела те- кучести (*) возрастает с понижением температуры. Поэтому про- цесс подавления низкотемпературной водородной хрупкости обу- словлен не изменением состояния границ поликристаллов, а формированием в кристаллической структуре матрицы субграниц с высоким сопротивлением дислокационной МКТ, то есть эффек- том, блокирующим образование опасных дефектов на стадиях, предшествующей и сопутствующей замедленному разрушению. 5. ВЫВОДЫ И ЗАКЛЮЧЕНИЕ Выдвинута концепция длительного упрочнения и рассмотрены физические основы формирования полезной, исключающей раз- ФИЗИЧЕСКИЕ ОСНОВЫ ДЛИТЕЛЬНОЙ ПРОЧНОСТИ ТВЁРДЫХ РАСТВОРОВ 195 рушение, длительной прочности твёрдых растворов, которая определяется мерой адаптивности системы к сдвигу и ограничи- вается потерей устойчивости (в точках бифуркаций) кристалли- ческой решётки и трансляционной симметрии. В этой концепции преждевременная локализация сдвига, ответственная за прежде- временное разрушение, является физической границей длитель- ной прочности. В рамках выдвинутой концепции разработана физическая тео- рия длительной прочности твёрдых растворов с аналитическими решениями, основанными на дислокационной модели зависимого от времени сопротивления микротекучести и двух приближени- ях, исключающим или допускающим слабое размножение по- движных дислокаций. Для твёрдых растворов выведены кинетические уравнения, ко- торые подчиняются временному (логарифмическому) закону дис- локационной релаксации, а также устраняют противоречия кон- цепции Шерби с сотрудниками и ограничения критерия Рид- Хилла. Выполнен полномасштабный (численный) термоактива- ционный анализ перспективных сплавов с твёрдорастворным упрочнением. Установлены наиболее вероятные термически ак- тивированные (близкодействующие) механизмы, контролирую- щие скорость динамического торможения (подвижность) связан- ных дефектов и повышение сопротивления дислокационной мик- ротекучести, в том числе (а) механизм торможения дислокацион- ными атмосферами Коттрелла с э.а., равной энергии миграции избыточных вакансий ( 0,8–0,9 эВ), при высоких  и низких Т (*V*  kT); (б) механизм термически активированного прерыви- стого (повторного) закрепления дислокаций с э.а., которая зави- сит от природы ЛЭ при низких  и высоких Т (*V*  kT) и со- ставляет 1,3 эВ для магниевых сплавов. Результаты теоретиче- ских исследований согласуются с опубликованными эксперимен- тальными данными с точностью до числового множителя или по порядку величины, по крайней мере, в первом приближении. Впервые в области предтекучести металлических твёрдых рас- творов на межатомных расстояниях разделены зависимые от времени энергетические (близкодействующие) вклады термиче- ской активации и силового (контактного) взаимодействия по- движных дислокаций с растворенными атомами ЛЭ для сплавов с эффектом Портевена–Ле Шателье. Показано, что для исследован- ного механизма с увеличением времени релаксации термически активированное напряжение стремится к атермической компо- ненте, а энергия, подведённая к барьерам по термофлуктуацион- ному механизму, линейно повышается до величины потенциаль- ного барьера сопротивления движению дислокаций. Сформулирован физический (дислокационный) критерий по- 196 В. Г. ТКАЧЕНКО лезной длительной прочности, характеризующий переход от од- нородной к сосредоточенной деформации с локализацией сдвига из-за потери пластической устойчивости твёрдого раствора в кри- тических точках (бифуркаций) и предупреждающий образование опасных/разрушающих дефектов. В соответствующих аналитиче- ских выражениях критический уровень локальных напряжений связывается с упругой (сдвиговой) устойчивостью дислокацион- ной кристаллической решётки, скоростью и плотностью сколь- зящих дислокаций, их избыточной энергией (линейным натяже- нием), а также полями упругих напряжений, вызванных раство- ренными атомами. Подчёркивается решающая роль локализации сдвига в струк- турной подготовке преждевременного разрушения (destructive long-term strength). Для подавления водородного охрупчивания ГПУ -Ti технической чистоты предложен метод восстановления его механических свойств, основанный на идее повышения со- противления дислокационной микротекучести в результате кон- курентного взаимодействия растворенных атомов водорода и де- фектов с различной кинетикой и энергиями связи (0,6 эВ для из- быточных вакансий и 0,2 эВ для дислокаций), а также эволюции энергетически благоприятной дислокационной ячеистой структу- ры. Окончательно сформированная микроструктура обеспечивает существенное повышение низкотемпературной прочности (до 77 К) в условиях вязкого разрушения по субструктурному механизму. Физика длительной прочности расширяет наши представления о процессах упругого (коттрелловского) взаимодействия между полями напряжений от дислокаций и растворенных атомов. Из- ложенные теоретические представления могут быть использованы для физической интерпретации пластической (сдвиговой) не- устойчивости в критических точках (бифуркаций), количествен- ной оценки эффективности легирования, термического сопротив- ления (потенциала жаропрочности) металлических сплавов с ми- нимальной локализацией микротекучести, а также ожидаемого ресурса безопасности функционирования новых эксперименталь- ных сплавов, предназначенных для авиакосмической, атомной (ядерно-энергетической) и автомобильной промышленности. ЦИТИРОВАННАЯ ЛИТЕРАТУРА 1. B. V. Petukhov and P. A. Klyuchnik, Crystall. Rep., 57, No. 3: 388 (2012). 2. E. Ma, Progress in Mater. Sci., 50, No. 4: 413 (2005). 3. В. С. Иванова, Введение в междисциплинарное наноматериаловедение (Москва: Сайнс-Пресс: 2005). 4. M. A. Meyers, A. Mishra, and D. J. Benson, Progress in Mater. Sci., 51, No. 4: 427 (2006). ФИЗИЧЕСКИЕ ОСНОВЫ ДЛИТЕЛЬНОЙ ПРОЧНОСТИ ТВЁРДЫХ РАСТВОРОВ 197 5. С. А. Котречко, Ю. Я. Мешков, Предельная прочность — кристаллы, металлы, элементы, конструкции (Киев: Наукова думка: 2008). 6. B. Tang, X.-S. Wang, S.-S. Li, D.-B. Zeng, and R. Wu, Mater. Sci. Techn., 21, No. 5: 574 (2005). 7. K. Khantha, V. Vitek, and D. P. Pope, Mater. Sci. Eng. A, 319–321: 484 (2001). 8. В. Г. Ткаченко, Успехи физики металлов, 10, № 1: 103 (2009). 9. И. П. Суздалев, П. И. Суздалев, Успехи химии, 75, № 8: 715 (2006). 10. Н. П. Лякишев, М. П. Алымов, Российские нанотехнологии, № 1–2: 71 (2006). 11. П. Гленсдорф, И. Пригожин, Термическая теория структуры, устойчивости и флуктуаций (Москва: Мир: 1973). 12. В. А. Поздняков, А. М. Глезер, Физика твердого тела, 44, № 4: 705 (2002). 13. K. S. B. Rose and S. G. Glever, Acta Metall., 14: 1505 (1966). 14. A. M. Brown and M. F. Ashby, Scripta Metall., 14, No. 12: 1297 (1980). 15. D. Sherby, R. H. Klundt, and A. K. Miller, Metallurg. Trans. A, 8: 843 (1977). 16. В. Г. Ткаченко, Наноструктурное материаловедение, № 4: 61 (2012). 17. Р. И. Кузнецов, В. А. Павлов, Физ. мет. металловед., 25, № 5: 934 (1968). 18. V. I. Dotsenko, phys. stat. sol. (b), 93: 11 (1979). 19. Г. П. Почивалова, Релаксация напряжения и усталость поликристаллов ГЦК сплавов в области микропластической деформации (Автореф. дис. … канд. физ.-мат. наук) (Томск: Томский государственный университет: 1987). 20. K. Lucke and A. V. Granato, Phys. Rev. B, 24, No. 12: 6991 (1981). 21. Л. А. Шувалов, Современная кристаллография (Москва: Наука: 1981), т. 4. 22. А. Ивенс, Р. Роулингс, Термически активированные процессы в кристаллах: Сборник (ред. А. Н. Орлов) (Москва: Мир: 1973), с. 172. 23. V. G. Tkachenko, K. H. Kim, B. G. Moon, and A. S. Vovchok, J. Mater. Sci., 46, No. 14: 4880 (2011). 24. M. Kheilova and M. Strunc, J. Non-Equilib. Thermod., 20, No. 1: 19 (1995). 25. J. C. M. Li, Canadian J. Phys., 45: 493 (1967). 26. R. W. Hayes and W. C. Hayes, Acta Metall., 30, No. 7: 1295 (1982). 27. H. Yoshinaga and S. A. Morozumi, Phil. Mag., 23: 1351 (1971). 28. R. E. Reed-Hill, Techniques of Metals Research (Ed. R. F. Bunshah) (New York: Interscience: 1968), vol. 2, p. 257. 29. D. H. Sastry, Y. V. R. K. Prasad, and K. I. Vasu, J. Mater. Sci., 6: 332 (1971). 30. H. Conrad and W. Hayes, Trans. ASM, 56: 249 (1963). 31. J. Glen, J. Iron Steel Inst., 186: 21 (1957). 32. R. E. Reed-Hill, Physical Metallurgy Principles (2nd ed.) (New York: D. Van Nostrand Company: 1973). 33. I. C. Ritchie, Scripta Metall., 16: 249 (1982). 34. В. Г. Ткаченко, К. Ч. Ким, Б. Г. Мун, А. И. Дегтяр, О. П. Карасевская, А. С. Вовчок, Успехи физики металлов, 11, № 2: 249 (2010). 35. О. В. Овсянніков, Особливості деформації та руйнування перехідних ОЦК металів у нанооб’ємі (Дисер. … канд. фіз.-мат. наук) (Київ: Інститут металофізики ім. Г. В. Курдюмова НАН України: 2006). 198 В. Г. ТКАЧЕНКО 36. О. Д. Канчеев, Металлы, № 3: 144 (1983). 37. К. А. Осипов, С. Г. Федотов, Изв. АН СССР, № 2: 96 (1956). 38. C. A. Schuh, A. S. Argon, T. G. Niex, and J. Wadsworth, Phil. Mag., 83, No. 22: 2585 (2003). 39. H. Yoshida, K. Toma, K. Abe, and S. Morozumi, Phil. Mag., 23, No. 186: 1387 (1971). 40. Б. А. Колачев, А. В. Мальков, Физические основы разрушения титана (Москва: Металургия: 1983). 41. H. Conrad, Canadian J. Phys., 45: 581 (1967). REFERENCES 1. B. V. Petukhov and P. A. Klyuchnik, Crystall. Rep., 57, No. 3: 388 (2012). 2. E. Ma, Progress in Mater. Sci., 50, No. 4: 413 (2005). 3. V. S. Ivanova, Vvedenie v Mezhditsiplinarnoe Nanomaterialovedenie [Introduction to the Interdisciplinary Nanomaterials Science] (Moscow: Sains-Press: 2005) (in Russian). 4. M. A. Meyers, A. Mishra, and D. J. Benson, Progress in Mater. Sci., 51, No. 4: 427 (2006). 5. S. A. Kotrechko and Yu. Ya. Meshkov, Predel’naya Prochnoct’—Kristally, Metally, Elementy, Konstruktsii [Ultimate Strength—Crystals, Metals, Elements, Constructions] (Kiev: Naukova Dumka: 2008) (in Russian). 6. B. Tang, X.-S. Wang, S.-S. Li, D.-B. Zeng, and R. Wu, Mater. Sci. Techn., 21, No. 5: 574 (2005). 7. K. Khantha, V. Vitek, and D. P. Pope, Mater. Sci. Eng. A, 319–321: 484 (2001). 8. V. G. Tkachenko, Uspehi Fiziki Metallov, 10, No. 1: 103 (2009) (in Russian). 9. I. P. Suzdalev and P. I. Suzdalev, Russ. Chem. Rev., 75, No. 8: 637 (2006) (in Russian). 10. N. P. Lyakishev and M. P. Alymov, Russian Nanotechnologies, Nos. 1–2: 71 (2006) (in Russian). 11. P. Glansdorff and I. Prigogine, Thermodynamics Theory of Structure, Stability and Fluctuations (London: Wiley-Interscience: 1971). 12. V. A. Pozdnyakov and A. M. Glezer, Fizika Tverdogo Tela, 44, No. 4: 705 (2002) (in Russian). 13. K. S. B. Rose and S. G. Glever, Acta Metall., 14: 1505 (1966). 14. A. M. Brown and M. F. Ashby, Scripta Metall., 14, No. 12: 1297 (1980). 15. D. Sherby, R. H. Klundt, and A. K. Miller, Metallurg. Trans. A, 8: 843 (1977). 16. V. G. Tkachenko, Nanostructurnoe Materialovedenie, No. 4: 61 (2012) (in Russian). 17. R. I. Kuznetsov and V. A. Pavlov, Fiz. Met. Metalloved., 25, No. 5: 934 (1968) (in Russian). 18. V. I. Dotsenko, phys. stat. sol. (b), 93: 11 (1979). 19. G. P. Pochivalova, Relaksatsiya Napryazheniy i Ustalost’ Polikristallov GTsK Splavov v Oblasti Mikroplasticheskoy Deformatsii [Relaxation and Stress Fatigue of Polycrystalline F.C.C. Alloys in a Microplastic Deformation Field] (Thesis of Disser. for Cand. Phys.-Mat. Sci.) (Tomsk: ФИЗИЧЕСКИЕ ОСНОВЫ ДЛИТЕЛЬНОЙ ПРОЧНОСТИ ТВЁРДЫХ РАСТВОРОВ 199 Tomsk State University: 1987) (in Russian). 20. K. Lucke and A. V. Granato, Phys. Rev. B, 24, No. 12: 6991 (1981). 21. L. A. Shuvalov, Sovremennaya Kristallografiya [Contemporary Crystallography] (Moscow: Nauka: 1981), vol. 4 (in Russian). 22. A. Evans and R. Rawlings, Termicheski Aktivirovannaya Deformatsiya Kristallicheskikh Materialov [Thermally-Activated Deformation of Crystalline Materials] (Ed. A. N. Orlov) (Moscow: Mir: 1973), p. 172 (Russian translation). 23. V. G. Tkachenko, K. H. Kim, B. G. Moon, and A. S. Vovchok, J. Mater. Sci., 46, No. 14: 4880 (2011). 24. M. Kheilova and M. Strunc, J. Non-Equilib. Thermodynamics, 20, No. 1: 19 (1995). 25. J. C. M. Li, Canadian J. Phys., 45: 493 (1967). 26. R. W. Hayes and W. C. Hayes, Acta Metall., 30, No. 7: 1295 (1982). 27. H. Yoshinaga and S. A. Morozumi, Phil. Mag., 23: 1351 (1971). 28. R. E. Reed-Hill, Techniques of Metals Research (Ed. R. F. Bunshah) (New York: Interscience: 1968), vol. 2, p. 257. 29. D. H. Sastry, Y. V. R. K. Prasad, and K. I. Vasu, J. Mater. Sci., 6: 332 (1971). 30. H. Conrad and W. Hayes, Trans. ASM, 56: 249 (1963). 31. J. Glen, J. Iron Steel Inst., 186: 21 (1957). 32. R. E. Reed-Hill, Physical Metallurgy Principles (2nd ed.) (New York: D. Van Nostrand Company: 1973). 33. I. C. Ritchie, Scripta Metall., 16: 249 (1982). 34. V. G. Tkachenko, K. H. Kim, B. G. Moon, O. I. Dekhtyar, O. P. Karasevska, and O. S. Vovchok, Uspehi Fiziki Metallov, 11, No. 2: 249 (2010) (in Russian). 35. O. V. Ovsjannikov, Osoblyvosti Deformatsii ta Ruinuvannya Perekhidnykh OTsK Metaliv u Nanoob’yemi [Peculiarities of Plastic Deformation and Fracture of Transition B.C.C. Metals on Nanoscale] (Thesis of Disser. for Cand. Phys.-Math. Sci.) (Kyiv: G. V. Kurdyumov Institute for Metal Physics of N.A.S. of Ukraine: 2006) (in Ukrainian). 36. O. D. Kancheev, Metally, No. 3: 144 (1983) (in Russian). 37. K. A. Osipov and S. G. Fedotov, Izvestiya Akademii Nauk SSSR, No. 2: 96 (1956) (in Russian). 38. C. A. Schuh, A. S. Argon, T. G. Niex, and J. Wadsworth, Phil. Mag., 83, No. 22: 2585 (2003). 39. H. Yoshida, K. Toma, K. Abe, and S. Morozumi, Phil. Mag., 23, No. 186: 1387 (1971). 40. B. A. Kolachev and A. V. Mal’kov, Fizicheskie Osnovy Razrusheniya Titana [Physical Principles of Titanium Destruction] (Moscow: Metallurgy: 1983) (in Russian). 41. H. Conrad, Canadian J. Phys., 45: 581 (1967). *I. M. Frantsevych Institute for Problems in Materials Science, N.A.S. of Ukraine, 3 Krzhyzhanovsky Str. UA-03680 Kyiv-142, Ukraine 1 Fig. 1. Schematic representation of the critical points (bifurcations) on different structure- energy levels uniting the short-term and long-term (time-dependent) characteristics of metal crystals. 2 Fig. 2. The time-dependent law of dislocation relaxation for primary α-solid solutions hav- ing h.c.p.-structure in Mg–Al, Ca, Ti systems with separation of short-range contributions of effective stress work *V* (1, 2) and energy (U*  2Eсв   *V*) of thermal fluctuations (1′, 200 В. Г. ТКАЧЕНКО 2′), providing overcoming of the short-range barriers by discontinuous (repeated) pinning- dislocation mechanism in Mg–12.5% Al–1.3% Ca–0.1% Ti alloy at 523 K, and V*  35b3 (1, 1′), and 423 K and V*  20b3 (2, 2′). Here, the shaded regions schematically show enhance- ment of thermal activation contribution. 3 Fig. 3. Activation volume vs. the effective stress (thermal component) for solid solutions of h.c.p.-Mg–12.5% Al–1.2% Ca (1–3) and f.c.c.-Fe–32% Ni–0.1% C (4) alloys: 1—dynamical retardation (dragging) of mobile dislocations by Al and Ca solute Cottrell atmospheres with activation energy (a.e.) of 1.4∙1019 J at 423 K; 2—discontinuous pinning of dislocations un- der jerky flow conditions at 523 K; 3—dislocation of solute atmospheres under jerky flow conditions of polycrystals with a.e. of 2.1∙1019 J equal to that for dislocation climb (by va- cancy- or cluster-induced mechanism); 4—dynamical dragging of dislocations by C—Cottrell atmospheres under jerky flow of f.c.c.-Fe–32% Ni–0.12% C alloy [26]. 4 Fig. 4. Dependencies of ln(t*̇) on 1/Т (а) at the stresses of 10 MPa (1), 70 MPa (2), and 100 MPa (3), and also ln(t*̇) on lnσ (б) at the temperatures of 293 K (1), 393 K (2), and 423 K (3) for Mg–12.5% Al–1.3% Ca alloy (п  const). 5 TABLE 1. Thermal-activation analysis of metal alloys with solid solution strengthening under conditions of discontinuous (repeated) pinning of dislocations by interstitial and sub- stitutional solutes. 6 TABLE 2. Critical temperatures of undistracted long-term strength for metals and alloys with solid solution strengthening: theory as compared with experiment. 7 TABLE 3. Microyield resistance and undistracted long-term strength of the best casting alloys at 423 K. 8 Fig. 5. Temperature dependences of the true fracture stress (1, 3) and the yield stress (2, 4) for -Ti–H solid solution after annealing at 923 K (1, 2) and 1073 K (3, 4). 9 Fig. 6. SEM-micrographs of the tensile fracture surfaces at 77 K for -Ti–H solid solution after annealing for two hours at 923 K (a) and 1073 K (б). 10 Fig. 7. Schematic representation of the conventional viscous (transcrystalline) fracture (a) and the strange fracture (б) that follows by microplastic relaxation of the growing microcracks inter- acting with the viscous (relaxing) cell boundaries [8, 23] by J. C. M. Li modified scheme [25] for solid solutions with dislocation cell structure being formed during continuous axial tension.

Ähnliche Einträge