Дефект модуля Юнга при відпалі деформованих металевих систем. Формування в сильнодеформованих металах дислокаційної субструктури, що відрізняється в різних компонентах текстури, повинне обумовити неодночасне заліковування дефектів решітки кристалітів різних текстурних компонентів при відпалі. У свою чергу, це повинно привести при відпалі до анізотропії повернення властивостей.

Було встановлено, що повернення дефекту модуля Юнга при дорекристалізаційному відпалі обумовлено закріпленням рухливих дислокацій. Однак механізми цього закріплення в різних досліджуваних матеріалах відрізняються. Так, показано, що в міді закріплення рухливих дислокацій здійснюється в результаті міграції до них комплексів вакансія - атом домішки (вакансійний відпочинок) і закріпленням порогів на дислокаціях осілими там атомами домішок при анігіляції в процесі відпалу надлишкових вакансій, що виникли раніше при деформації. Роль вакансійного відпочинку в закріпленні рухливих дислокацій атомами домішок була підтверджена, зокрема, тим, що приріст електроопору зі збільшенням ступеня деформації?? відбувався за законом?? = 0,1? 3/2 (що справедливо для вакансій), а також експериментами по загартуванню і наступному поверненню електроопору при відпалі.

Було встановлено, що в сплаві Cu - 10 ат. % Ni на ранніх стадіях відпалу (до 373 - 423 К) повернення дефекту модуля Юнга здійснюється по аналогічному механізмі. На більш пізніх стадіях відпалу (473 - 823 К) повернення дефекту Е було обумовлено закріпленням рухливих дислокацій комплексами атомів нікелю. Аналіз показав, що ці комплекси утворюються при встановленні негативного ближнього порядку в розташуванні атомів сплаву, тобто при розшаруванні твердого розчину. Це було виявлено по аномально швидкому зменшенню електроопору при відпалі в інтервалі температур 473 - 823 К (у той час як рекристалізація починалася лише після 823 К) і підтверджено збільшенням мікротвердості при відпалі в зазначеному вище діапазоні температур.

Далі приведені результати дослідження впливу природного старіння (зразки після деформації витримали при кімнатній температурі протягом 10 років) і відпалу на повернення дефекту Е сплаву Fe - 3 % Si. Було встановлено, що повернення дефекту Е при дорекристалізаційному відпалі застарілих зразків обумовлено, в основному, закріпленням рухливих дислокацій атомами кремнію в результаті вакансійного відпочинку. У незастарілих зразках (відразу після деформації) повернення дефекту Е при дорекристалізаційному відпалі обумовлено утворенням зародків виділень і наступним виникненням часток упорядкованої фази усередині неупорядкованої на дислокаціях, що веде до закріплення останніх у ході відпалу. Було показано, що це супроводжується зміцненням і немонотонним ростом електроопору зразків у ході відпалу.

Нами експериментально було встановлено, що повернення дефекту модуля Юнга при відпалі деформованих досліджуваних металів і сплавів з кубічними решітками є анізотропним. Ця анізотропія обумовлена неодночасним заліковуванням дефектів решітки при відпалі через різну дислокаційну структуру кристалітів текстурних компонентів. Були проведені оцінки впливу закріплення дислокацій у головних компонентах текстури {110}<112> і {112}<111> на анізотропію повернення дефекту модуля Юнга при відпалі деформованої міді. Ці оцінки проведені на підставі порівняння результатів розрахунку кутових залежностей? E/E=F (j) з отриманими нами відповідними експериментальними кривими. Було показано, що при температурі відпалу 373 К закріплення дислокацій виражене значно сильніше в кристалітах текстурного компонента {110}<112>. При 423 К закріплення дислокацій відбувалося в кристалітах обох текстурних компонентів. Таким чином, було показано, що неодночасне заліковування дефектів решітки кристалітів у різних компонентах текстури приводить при відпалі до анізотропії повернення властивостей деформованих металів з кубічними решітками.

П'ята глава присвячена дослідженню впливу неоднорідного розподілу структури і кристалографічної текстури по перетину полікристалів типових низьколегованих сталей Fe - (0,06 - 0,11 %) C - (1,38 - 1,58 %) Mn - (0,38 - 1,00 %) Si на анізотропію ударної в'язкості після контрольованої прокатки. Така обробка забезпечує одержання заданого рівня міцності і пластичності сплавів. Однак при цьому, як правило, виникає анізотропія фізико-механічних властивостей. Ступінь прояву цієї анізотропії залежить від умов напруженого стану при випробуваннях: чим воно "жорсткіше", тим легше виявляється анізотропія. Оскільки ударна в'язкість - функція і міцності, і пластичності, то вона є однією з найбільш чуттєвих до анізотропії характеристик.

Анізотропія механічних властивостей. За даними механічних випробувань було виявлено, що ударна в'язкість при кімнатній температурі випробувань зразків, орієнтованих у площині прокатки в НП, у 2 - 1,5 рази вище, ніж для зразків, вирізаних у НН до площини прокатки. Була виявлена також анізотропія температури tк переходу в крихкий стан. Так, було встановлено, що для зразків у НП tк ” 213 - 223 К, у той час як для зразків у НН tк приймала різне значення для різних температур (tк. п.) закінчення прокатки і склала приблизно 273, 243, 233 і 273 К відповідно для tк. п. = 923, 973, 1023 і 1073 К. У той же час, було встановлено, що якщо піддати досліджувані сплави після закінчення прокатки при 1073 К охолодженню зі швидкістю ~ 0,12 К/с до 873 К, а потім остудити на повітрі, то анізотропія вищевказаних характеристик не спостерігалася. Виявлена залежність ударної в'язкості від місця розташування надрізу при випробуваннях зразків, вирізаних у НН до площини прокатки: найбільш низькі значення ударної в'язкості припадає на серединні перетини листів. Установлено, що має місце також анізотропія характеристик в'язкості руйнування в площині прокатки. Так, після прокатки з tк. п = 923 К при випробуваннях в області температур в`язких руйнувань (до 233 К) максимум ударної в'язкості спостерігався для зразків, вирізаних під кутом 450 до НП. У той же час в області температур крихких руйнувань (203 К і нижче) у вищевказаних зразках був виявлений мінімум ударної в'язкості.

Відповідно до сучасних поглядів, виникнення анізотропії ударної в'язкості в низьколегованих сплавах на основі заліза є результатом зниження пластичності, обумовленого анізотропією структурних складових - витяганням зерен і субзерен, волокнистістю і рядковістю самостійних фаз (і, насамперед, неметалічних включень) і, крім того, неоднорідністю розподілу домішок. У меншому ступені досліджений вплив кристалографічної текстури, що формується при контрольованій прокатці, на характеристики холодноламкості і в'язкості. З метою з'ясування причин, що викликають виникнення анізотропії ударної в'язкості листів, був проведений комплекс пошарових досліджень хімічного складу, металографічної структури, параметрів кристалографічної текстури і дислокаційної структури, а також фрактографічні дослідження характеру руйнування зразків після випробувань на одноосьове розтягання й ударний вигин.

Аналіз показав, що анізотропія ударної в'язкості, що спостерігається, не дає підвтав вважати її спадщиною винятково особливостей структури і характеру розподілу домішок. Було встановлено, що після прокатки в сплавах формується кристалографічна текстура деформації, що загострюється зі зниженням температури закінчення прокатки. Кристалографічна текстура розподіляється неоднорідно по перетину листів сплавів. У приповерхневих шарах, як правило, формується текстура зрушення типу {110}<UVW>, виникнення якої і глибина проникнення всередину металу обумовлені тертям і фактором геометрії вогнища стиснутої деформації при прокатці. У центральних шарах листів формується типова текстура прокатки ОЦК - металів з головним текстурним компонентом {001}<110> і додатковим {111}<110>. Фізичне розширення рентгенівських дифракційних ліній, що відповідають головним компонентам текстури, також неоднакове по перетину листів і відрізняється для різних текстурних компонентів. Вище згадувалося, що дислокаційна структура різних текстурних компонентів низьколегованих сплавів на основі заліза неоднакова.

Було показано, що вищеописана орієнтація субграниць осередкової дислокаційної структури текстурного компонента {001}<110>, що переважає в текстурі досліджуваних сплавів заліза, полегшує поширення зародкових тріщин по механізму крихкого транскристалітного відколу по площинах {001} і сприяє зниженню опору руйнуванню. При цьому була встановлена кореляційна залежність між величинами ударної в'язкості і температури переходу в крихкий стан, з одного боку, і характеристиками текстури, вираженими відношенням полюсних густин Р110/Р100 у різних перетинах листів, з іншого боку.

Формування фрактальної структури при крихкому руйнуванні пластини. Таким чином, вище було показано, що крихке руйнування може бути викликано безліччю альтернативних процесів. Усі механізми для таких процесів визначаються дією напруги, що руйнує. При цьому позитивний зворотний зв'язок переборює фактори, що врівноважують, викликаючи неконтрольовану зміну локальних властивостей, наприклад, густини речовини, температури, відносного звуження. Під час руйнування щільне тіло зазнає необоротного ушкодження структури, що веде до утворення нової фази розгалуженої будови - тріщини. В ідеальному однорідному тілі тріщина буде мати форму прямолінійного відрізка, але на практиці неоднорідність матеріалу визначає зони, переважно придатні для руйнування, і, отже, це неминуче визначає стохастичну природу тріщини. Таким чином, тріщина повинна мати фрактальну структуру.

Ґрунтуючись на концепції фрактала, нами було досліджене поширення крихкої тріщини в ідеальній квадратній решітці, у якій найближчі вузли з'єднані між собою жорсткими, але крихкими стрижнями. Нами було прийнято, що один кінець тонкого крихкого стрижня затиснутий нерухомо, а інший вільний. Якщо переміщення d вільного кінця менше деякого критичного dС, то модуль жорсткості постійний. Коли ж d перевищує dС, стрижень може зламатися, і модуль жорсткості G раптово падає до дуже малого значення. Далі розглянули плоску квадратну решітку, складену з таких крихких стрижнів. Ця решітка моделювала пластину (лист). Нами було прийнято, що переміщення у вузлах такої решітки перпендикулярні площини (задача про антиплоске зрушення), і рівняння рівноваги сил у такому випадку було записано у вигляді:

еk Gk (i,j) { Uk (i,j) - U (i,j) } = 0, (6)

де U (i,j) - вектори переміщення, а індекс k указує напрямок. У межі безупинного середовища (пластина) співвідношення (17) переходить у фундаментальний закон збереження:

С (GСU) = 0 (7)

Урахування неоднорідностей крихкої решітки визначали через щільність функції ймовірності:

P (x) =p ( (x - G) + (1 - p) ( (x - (G), (8)

де p - імовірність появи твердого стрижня. Імовірність утворення наскрізної структури з крихких стрижнів задавали співвідношенням:

R (p) = N/F, (9)

де N - число наскрізних кластерів, що з'явилися, F - повне число конфігурацій зі стрижнів двох типів. Було прийнято, що руйнування відбувається багаторівневим способом, а концентрація неоднорідностей визначається законом

R (p) = p. (10)

Тоді напруга руйнування буде залежати від номера рівня за законом U ~ L f.

Комп'ютерне моделювання, проведене нами, показало, що конфігурація тріщин у такій системі має фрактальну природу.

Характерні конфігурації тріщин, що утворяться при рівномірному розтяганні. Конфігурації є автомодельними з фрактальною розмірністю 1,62 ± 0,05 при розтяганні для гілкового фрактала і 1,9 ± 0,05 для кущового фрактала.

Один з найбільш привабливих результатів, отриманих при цьому, полягає в тому, що фрактальна розмірність слабко залежить від граничних умов. При порівнянні фрактальних розмірностей конфігурацій крихких тріщин в ідеальних двовимірних решітках і кластерів, отриманих у двовимірному випадку при обмеженій дифузії кластеризації і пробої діелектриків, було виявлено, що має місце збіг усіх трьох фрактальних розмірностей. Таким чином, використовуючи фрактальну геометрію, такі дослідження могли б сприяти кращому розумінню явищ руйнування в матеріалах.

Висновки