Электромонтаж Ремонт и отделка Укладка напольных покрытий, теплые полы Тепловодоснабжение

Статический предел текучести (обзор)

18.01.2019

Упругость и неупругость


На кривых растяжения аморфного сплава Pd80Si20, как показано на рис. 11.22, можно отметить следующие особенности: величина модуля Юнга, определенная по наклону линейной стадии кривой растяжения, на 40% ниже, чем кристаллического сплава Pd80Si20; относительно большая неупругость наблюдается как отклонение от линейности, причем оно включает в себя как обратимую, так и необратимую компоненты деформации. Последнее можно легко установить по наличию петли и по величине остаточной деформации на кривой напряжение — деформация после разгрузки. Такаяма и Маддин установили, что отклонение от линейности обусловлено неупругостью, а не микропластическим течением. Они оценили изменение электросопротивления при различных условиях приложенных растягивающих напряжений для аморфного сплава Ni53Pd17P20.
Статический предел текучести (обзор)

Факторы, определяющие прочность


Предел текучести материалов может быть описан в рамках некоторых переменных с помощью феноменологического уравнения

Ниже рассмотрено влияние структуры на статический предел текучести аморфных сплавов.

Влияние состава. В табл. 11.1 суммированы значения предела текучести, твердости и модуля Юнга для типичных аморфных сплавов на основе Ре, Co и Ni, а также других аморфных сплавов. Значения предела текучести, указанные в табл. 11.1, получены на основании использования напряжений разрушения ор при условии антиплоской деформации и, таким образом, они могут оказаться ниже, чем значения макроскопического предела текучести. Аморфные сплавы являются материалами с повышенным пределом текучести, особенно это относится к аморфным сплавам на основе железа, которые имеют очень высокие напряжения разрушения — 3,5 ГПа. Сводка значений предела текучести для различных аморфных сплавов приведена в работе. Для определения пределов текучести может быть использована также и твердость, что обусловлено корреляцией между значениями твердости и приведенного напряжения сдвига в случае сплавов, подчиняющихся формуле Хилла, выведенной для упруго-пластичных твердых тел. Малая величина коэффициента давления в случае измерения предела текучести аморфных сплавов слабо влияет на твердость, которая соответствует значению предела текучести при трехосной схеме напряженного состояния. Предел текучести аморфных сплавов сильно зависит от природы переходного металла ПМ, который является основой сплава: предел текучести имеет тенденцию к росту с ростом номера группы и периода в Периодической системе элементов. Нa рис. 11.23 показана твердость аморфного сплава Fe—В в зависимости от содержания металлоида М, в частности бора. Твердость в системе Fe—В заметно растет с увеличением отношения бора к железу, указывая тем самым на важную роль влиянии состава сплава тина ПМ—M на уровень предела текучести аморфных сплавов. Твердость бинарных систем на основе железа возрастает, как показано, по следующей схеме Fe80B20 > Fe80C20 > Fe80S20 > Fe80P20 > Fe80Ga20. Эти данные содержатся в работе Пика и др.


Представляет интерес эмпирическая корреляция предела текучести (твердости) аморфных сплавов с их упругими модулями, поскольку пластическое течение этих сплавов характеризуется закономерностями, свойственными идеально упруго-пластичным твердым телам. На рис. 11.24 показана корреляция твердости по Виккерсу и модуля Юнгa для различных аморфных сплавов. Верхняя кривая описывает корреляцию для аморфного сплава типа HM80M2O, а нижняя — для аморфного сплава типа металл — металл примерно эквиатомного состава. Изменение твердости для различных составов в двух разных системах находится, как мы видим, в хорошем согласии с зависимостью типа:

С одной стороны, величина C0 в уравнении (11.13) почти всегда постоянна и изменяется согласно экспериментальным данным от 1/60 до 1/40. Столь заметное постоянство, по-видимому, означает идентичность механизма пластического течения для всех аморфных сплавов, по крайней мере для каждой из рассматриваемых систем. С другой стороны, Чен продемонстрировал связь соотношения оY/E с коэффициентом Пуассона. Средняя концентрация электронов на внешней оболочке переходных металлов также обнаруживает четкую корреляцию с твердостью (пределом текучести); это обстоятельство можно понять как логическое развитие представлений, положенных в основу уравнения (11.13). Вполне естественно, что предел текучести удовлетворительно коррелирует с модулем упругости, поскольку аморфная структура усиливает изотропную природу пластической деформации (вспомним, например, неизменность угла расположения полос скольжения при варьировании состава).

Влияние дисперсных частиц. Дисперсионное твердение — это хорошо известный механизм повышения прочности кристаллических материалов. Частичная кристаллизация аморфных сплавов повышает предел текучести по сравнению со сплавами в закаленном состоянии, но одновременно с этим сплавы имеют тенденцию к потере пластичности. Дисперсионное твердение при наличии более твердых частиц второй фазы является простейшим случаем подобного типа упрочнения. Предел текучести для пластичного сплава Ni78Si10B12 с дисперсными частицами VVC oYWC возрастает по мере увеличения объемной доли частиц Vf в соответствии с правилом аддитивного сложения модулей Юнга. Таким образом, в соответствии с работой получаем:

где Em и Ep — модули Юнга матрицы и частиц второй фазы соответственно. Если уравнение (11.14) действительно реализуется на практике, то мы можем ожидать существенного повышения прочности материала с помощью небольшого числа твердых частиц.

Влияние холодной деформации. Общая степень пластической деформации по сечению образца при вытяжке проволоки аморфного сплава Pd77,5Cu6Si16,5 составила 93% на несколько проходов. В то же время обжатие по толщине при прокатке аморфного сплава Pd80Si20 составило 40%, причем как в первом, так и во втором случае деформация не сопровождалась разрушением. Имеются две особенности влияния холодной пластической деформации на прочность аморфных сплавов: деформационное упрочнение и деформационное разупрочнение. Деформационное упрочнение при холодном волочении обнаружил Такаяма, который проанализировал возрастание напряжения при волочении с различным противодавлением в рамках механики сплошной среды. С одной стороны, этот рост был объяснен механическим пересечением полос скольжения, как уже упоминалось ранее. С другой стороны, твердость аморфного сплава Pd80Si20 снижалась после обжатия при холодной прокатке; размягчение ~ на 30%, судя по напряжению течения, было выявлено при сжатии в условиях плоской деформации (под высоким давлением) для аморфного сплава Fe40Ni40P14B6 (см. рис. 11.18). Подобного разупрочнения нельзя ожидать, если исходить из механики идеально пластичного течения Оно может быть связано со структурными изменениями внутри полос скольжения.

Влияние облучения и структурной релаксации. Аморфные сплавы обладают хорошей устойчивостью к облучению. Облучение нейтронами 5*10в20 см-2 вызывает снижение на 10% модуля Юнга аморфного сплава Pd80Si20 по сравнению со сплавом в необлученном состоянии. Подобное снижение может быть связано со структурными изменениями аморфной матрицы и вызывать снижение величины напряжения разрушения в соответствии с уравнением (11.13). Здесь следует кратко упомянуть о том, что напряжение разрушения облученных образцов в работе слегка возрастало, по ото явление можно объяснить снижением чувствительности материала к надрезу (пластической нестабильностью) при испытании на изгиб, а не возрастанием макроскопического предела текучести Снижение модуля Юнга коррелирует с распуханием, наблюдавшимся Ченом и Ли при облучении аморфного сплава Fe40Ni40P14B6 с помощью ионов Ni5+. Безусловно, заслуживает внимания тот факт, что облучение аморфного сплава Mo49,2Ru22,8B18 повышает его пластичность. Образец после облучения мог быть подвергнут прямому и обратному загибу без разрушения, в то время как необлученный образец был хрупким. Возврат пластичности можно объяснить возрастанием напряжения микроразрушения оf облученного образца.

Вместе с тем, микротвердость сплава Pd77,5Cu6Si16,5 сначала падает, а затем растет с температурой отжига в соответствии с двумя стадиями структурной релаксации, о которых сообщили Чен и Ли. Аморфный сплав Fe40Ni40P14B6 претерпевает после структурной релаксации 30%-ное снижение предела текучести относительно накаленного состояния. Эти данные получены в работе.

Специфика течения на атомном уровне


Отклонение от закона идеального пластического течения. В аморфных сплавах хотя бы в незначительной степени имеются характерные отклонения от закона идеально пластичного течения. Они включают в себя зависимость величины предела текучести от состава сплава, зависимость напряжения сдвига от давления и явление деформационного разупрочнения. Для различных приложений микромеханизма пластической деформации были предложены некоторые соотношения, аналогичные уравнению (11.13). Так, предел текучести зависит от модуля сдвига р, в случае дислокационной модели Ли, от величины В/[1+(3В/4u)] в случае дислокационной модели Гилмана и от величины В в случае модели свободного объема Спейпена и Турнбулла [46] (В — модуль объемного сжатия).

Зависимость сдвигового напряжения от давления можно объяснить с помощью физических процессов, например, влиянием давления на модули упругости, зависимостью активационного объема при термоактивируемом процессе пластического течения и дилатационной компоненты предела текучести. Коэффициент давления e сдвигового напряжения для аморфных сплавов сравним с коэффициентом при модуле Юнга и при модуле сдвига кристаллических материалов (для сплава Fe40Ni40P14B6 e = 0,039 ГПа-1, для сплава Pd77,5Cu6Si16,5 e = 0,05 ГПа-1). Модели, которые анализируют пластическое течение аморфных сплавов с позиций дислокационных представлений, вполне соответствуют полученным значениям коэффициента давления. Модели пластического течения, основанные на теории свободного объема, предсказывают, что напряжение течения должно изменяться с давлением по закону В'/В, где В' — безразмерная производная модуля объемного сжатия по давлению. Окончательное заключение о микромеханизмах пластического течения можно сделать, точно измерив предел текучести и модуль упругости, а также их зависимости от давления.

Основываясь на модели идеального пластического течения, мы можем считать, что главными факторами, влияющими на процесс разрушения и на ориентацию полос скольжения относительно внешних напряжений, являются малая дилатация и разупрочнение в полосах скольжения. Однако более детальные измерения могут обнаружить отклонения в закономерностях пластического течения, которые должны учитывать реальные модели деформации.

Упругое последействие при изгибе может быть выражено через угол остаточного изгиба а и расстояние между изгибающими пластинами D:

где оP — продольное распределение напряжения, измеренное от нейтральной оси; t — толщина измеряемой ленты. Для идеально пластичного твердого тела уравнение приобретает следующий вид:

Здесь D' = D — t. Первое измерение упругого последействия в аморфных сплавах, проведено Астом и Кренитским, которые определили предел текучести и упрочнение, соответствующее нулевой деформации в сплаве Fe40Ni40P14B6. Угол а является очень чувствительной характеристикой к малым изменениям деформации. Более тщательное и точное изучение того же сплава позволило выявить два типа отклонения от линейности зависимости (1—(a/180)]/D' от (D'2), которая следует из уравнения (11.15а). Необходимым условием учета таких отклонений является наличие концентратора напряжений, вызывающего пластическое течение, вокруг упруго-пластической границы и разупрочнение в пластической области вблизи поверхности образца, Единичные полосы скольжения могут быть рассмотрены в рамках механики разрушения как эквивалент трещин, возникших вследствие физического взаимодействия между сильно локализованными полосами скольжения в аморфной матрице.

Детальный анализ ориентации поверхности разрушения аморфного сплава Ni49Fe29P14B6Si2 в температурном интервале 77— 568 К был недавно проведен в работе. В ней наблюдали полосы скольжения под углом в среднем 37°, что составляет значение, только на несколько градусов превышающее ожидаемую величину. Было сделано предположение, что столь малое отклонение можно обосновать, исходя из особенностей динамики процесса течения. Уравнение, предложенное Аргоном, который анализировал различие между углами расположения полос в нагруженном и в ненагруженном состояниях, было использовано для расчета ожидаемой величины угла расположения полосы скольжения:

где v — коэффициент Пуассона.

Структурные изменения, обусловленные деформацией. В ряде работ наблюдались структурные изменения, обусловленные негомогенной пластической деформацией. Положение первого пика функции структурного фактора у прокатанных лент сплава Pd80Si20 смещается к малым углам, а его ширина увеличивается по мере роста степени обжатия по толщине. Пампилло сообщил, что полосы сдвига, сформировавшиеся при изгибе, характеризуются селективным травлением. Кулик и Матья недавно обнаружили, что пластическая деформация сжатием вызывает определенное снижение температуры кристаллизации. Напряжение сдвига при сжатии в условиях плоской деформации на 30% ниже, чем напряжение чистого сдвига. Последний результат был получен Кимурой для аморфного сплава Fe40Ni40P14B6, который был помещен и алмазную наковальню. Эти результаты свидетельствуют о том, чтo внутри полос скольжения имеется более неупорядоченная структура, чем структура закаленного аморфного сплава. Разупорядочение в полосах скольжения обсуждается в рамках локальной дилатации, а разрушение композиционного ближнего порядка в соответствии с гипотезой Полка и Турнбулла. Электронно-микроскопические исследования также показывают, что происходят структурные изменения при формировании полос скольжения. Обусловленные деформацией структурные изменения и вариация характеристик течения, вызванные структурной релаксацией, по-видимому зависят от состава сплавов.
Имя:*
E-Mail:
Комментарий: