Введение
В физике металлов пластическое течение связано с локальной потерей сдвиговой устойчивости в зоне действия концентраторов напряжений на различных масштабно-структурных уровнях, начиная с кристаллической решетки в объеме материала [4]. В настоящее время считается очевидным, что пластическое течение контролируется дислокациями, осуществляющими элементарный сдвиг в плоскости скольжения [8].
Для осуществления элементарного сдвига требуется разрыв атомных связей вдоль линии дислокационного сегмента. Осуществление элементарного акта разрыва связи, в том числе и при пластической деформации, возможно при совместном действии механических напряжений и положительной флуктуации энергии, локализованных в малом коллективе взаимодействующих атомов [7]. Моделирование таких флуктуаций в атомной системе позволило установить, что сильная флуктуация энергии атомов может представлять собой достаточно устойчивое, динамическое состояние, являющееся результатом интерференции фононов [9].
Действительно, исследованиями методами молекулярной динамики установлено, что особенностью тепловых колебаний атомов являются «динамические коллективные (кооперативные) атомные смещения», представляющие собой упорядоченные смещения групп атомов, появление которых обусловлено максвелловским распределением атомов по скоростям [6]. Внешнее механическое нагружение металлов с ГЦК решеткой (например, медь, никель, алюминий), приводящее к деформации растяжение-сжатие, сопровождалось увеличением концентрации динамических коллективных смещений и изменением энтальпии активации диффузионных процессов в кристалле [10]. Согласно такому подходу механизм возникновения сдвиговой неустойчивости связан с интенсивной генерацией и движением дислокационных диполей, зарождающихся в области точечного дефекта или вблизи флуктуации атомной плотности [1, 10].
Экспериментальные результаты по деформированию моно- и поликристаллов алюминия и других металлов свидетельствуют [2], что в ходе пластической деформации в направлении растяжения распространяются один или несколько очагов деформации в зависимости от стадии пластической деформации, в которых локализовано пластическое течение. Из этих экспериментов сделан вывод, что процесс деформации охватывает структурные уровни разного масштаба: от микроскопического масштаба до мезоскопического и макроскопического масштабов. Локализация неустойчивости кристаллической структуры при пластической деформации кристаллов для классической трехстадийной зависимости σ – ε (здесь σ – механическое напряжение, ε – относительная деформация) связывается с процессом самоорганизации дислокаций [3]. Учет фактора самоорганизации позволяет сформулировать фундаментальный вывод о том, что наблюдаемое в экспериментах многообразие деформационного поведения и дислокационных структур есть результат эволюции дислокационного ансамбля путем развития коллективных и кооперативных явлений и их пространственной упорядоченности, проявляющейся в формировании линий и полос скольжения [3].
В данной работе проделаны эксперименты и приведены результаты анализа акустических и деформационных эффектов в алюминий-магниевых сплавах при высоких температурах.
Методика экспериментов
Исследование деформационного поведения сплава АМг6 проводили на лабораторной установке. Методика измерения на установке описана в работе [5]. Образцы изготавливались из листового проката в виде балочки (стержня) квадратного сечения (5,5 x 5,5 мм) и длиной 300 мм. На расстоянии 45 мм от края делалась проточка длиной 40 мм и диаметром 4 мм главным образом для локализации деформации. Другая часть образца использовалась в качестве волновода, торец которой шлифовался и полировался, для уменьшения потерь энергии упругой волны на границе образец – пьезодатчик. Перед испытаниями образцы отжигались при температуре 450 0С.
Экспериментальные результаты
Экспериментальные результаты, полученные в условиях неизотермического цикла, при постоянном механическом напряжении величиной около 55 MПa представлены на рис. 1. Из приведенных данных следует, что при нагреве нагруженного образца наблюдается монотонное накопление деформации (рис. 1, б). При этом монотонный характер накопления деформации сохраняется вплоть до температуры 550 0С. В низкотемпературной области от 100 до 350 0С монотонному накоплению деформации соответствует монотонный рост среднеквадратичного напряжения акустической эмиссии (рис. 1, а), с максимумом при 160 0С, а затем монотонный спад до уровня шума. При температуре около 400 0С характер деформации и акустической эмиссии меняется: резкому возрастанию скорости накопления деформации соответствует резкий рост амплитуды среднеквадратичного напряжения акустической эмиссии. Последующий цикл с нагрузкой 55 МПа (рис. 2) показал, что пик среднеквадратичного напряжения акустической эмиссии в низкотемпературной области (100 – 350 0С) отсутствует (рис. 2, а). В то же время в высокотемпературной области характер деформации и акустической эмиссии не меняется: возрастанию скорости накопления деформации соответствует возрастание амплитуды среднеквадратичного напряжения акустической эмиссии (рис.2, а, б).
При увеличении нагрузки в цикле до 65 МПа (рис. 3) вновь наблюдается пик среднеквадратичного напряжения акустической эмиссии в интервале температур от 100 до 350 0С.
Рис. 1. Монотонный характер накопления деформации (б) и немонотонный рост среднеквадратичного напряжения акустической эмиссии (а) при механическом напряжении 55 МПа (0,7 предела текучести) в неизотермическом термомеханическом цикле (первый цикл) для сплава АМг6.
Рис. 2. Монотонный характер накопления деформации (б) и монотонное изменение среднеквадратичного напряжения акустической эмиссии (а) при механическом напряжении 55 МПа (0,7 предела текучести) в неизотермическом термомеханическом цикле (второй цикл) для сплава АМг6.
1 – температурная кривая, 2 – зависимость среднеквадратичного напряжения акустической эмиссии.
Рис. 3. Монотонный характер накопления деформации (б) и формирование пика среднеквадратичного напряжения акустической эмиссии (а) при увеличении нагрузки до 65 МПа в неизотермическом термомеханическом цикле для сплава АМг6.
Обсуждение
Можно предположить, что в первом цикле (с нагрузкой 55 МПа) рост среднеквадратичного напряжения акустической эмиссии в интервале температур от 100 до 350 0С обусловлен диффузией атомов магния в решётке алюминия, определяющей частичный распад пересыщенного твёрдого раствора, сформированного предварительной закалкой сплава. В этом температурном интервале накопление деформации величиной около 0,25 % обусловлено активацией переползания дислокаций, контролируемой диффузией.
Начиная с температуры 400 0С протекание высокотемпературной пластической деформации обусловлено активацией зернограничных процессов, в первую очередь зернограничного проскальзывания. Наблюдаемое увеличение амплитуды среднеквадратичного напряжения акустической эмиссии, очевидно, связано с возрастанием интенсивности дислокационных процессов, формирующих полосы деформации.
В последующих циклах при той же нагрузке процессы распада отсутствуют, акустическая эмиссия связана только с высокотемпературной пластической деформацией.
В цикле при увеличении нагрузки до 65 МПа вновь наблюдается пик среднеквадратичного напряжения акустической эмиссии в этом же температурном интервале (100 – 350 0С), обусловленный механической активацией диффузии магния. Такое поведение укладывается в современные представления об активации диффузионных процессов в условиях действия тепловых флуктуаций и механического напряжения, локализованного на структурном элементе. Для твердых тел (в том числе и для металлов) зависимость времени разрыва связи (время разрушения) от механического напряжения и температуры подчиняется экспоненциальному выражению [7]
τ(σ,T) =τ exp[U(σ)/kT], (1)
согласно которому среднее время τ(σ,T) ожидания элементарного акта разрыва связи зависит от эффективной величины потенциального барьера
U(σ)=U0 - γσ, (2)
преодоление которого осуществляется термофлуктуационным путем. Величина U0 для данного металла является константой, в то время как величина γ (активационный объем, связанный с некоторым элементарным атомным коллективом) может меняться в широких пределах. В этой связи слагаемое γσ (работа внешних сил, локализованных на малом атомном коллективе) может меняться также в широких пределах, свидетельствуя тем самым об изменении эффективного порога активации U(σ). В зависимости от величины внешнего напряжения, локализованного на некоторой атомной конфигурации, превосходящей атомный объем на порядки величины, эффективная величина потенциального барьера меняется вплоть до нуля. Потенциальный барьер не исчезает, но система переходит в иное надбарьерное состояние, когда движение дислокационного сегмента осуществляется надбарьерно атермическим путем.
Заключение
При нагреве нагруженных образцов из алюминиево-магниевых сплавов наблюдается монотонное накопление деформации, сопровождающееся монотонной акустической эмиссией. При достижении температуры 400 0С скорость деформации резко возрастает, что приводит к возрастанию амплитуд акустических сигналов. Такое деформационное поведение, возможно, связано со сменой механизмов накопления деформации в высокотемпературной области. Низкотемпературная акустическая активность, наблюдаемая в первых циклах термомеханического нагружения, связана с механической активацией диффузии атомов магния из пересыщенного твердого раствора.
Работа выполнена при финансовой поддержке Министерства образования и науки РФ (договор № 02.G25.31.0063) в рамках реализации Постановления Правительства РФ № 218.
Рецензенты:
Тарасов С.Ю., д.т.н., ведущий научный сотрудник Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, г. Томск
Сизова О.В., д.т.н., главный научный сотрудник Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, г. Томск.