Неравновесности структуры

1.3. В стационарном неравновесном состоянии.

Для изменения свойств сплава необходимо, чтобы в сплаве в результате термической обработки произошли остающиеся изменения, обусловленные фазовыми превращениями. Если металл находился в структурно неравновесном состоянии (в результате предшествующей обработки), то при нагреве, вследствие увеличения подвижности атомов, возможно приблизить металл к равновесному состоянию, тогда термическая обработка возможна, хотя в сплаве не происходит фазовых превращений.

Изменение плотности и перераспределение дефектов кристаллической решетки — процессы, которые протекают в металле, находящемся в неравновесном состоянии после холодной пластической деформации или быстрого (закалочного) охлаждения с высоких температур. Холодная деформация приводит к увеличению плотности дислокаций. У отожженного поликристаллического металла плотность дислокаций 106...108 см~2, а после значительной деформации — 10"...1012 см~2. Дислокации образуют замкнутые сплетения, которые разделяют металл на отдельные ячейки размером порядка одного микрометра. Внутри ячеек плотность дислокации сравнительно не велика.

КВАНТОВЫЙ УСИЛИТЕЛЬ — устройство, действие к-рого основано на явлении индуцированного излучения вещества, находящегося в возбуждённом состоянии, т. е. в неравновесном состоянии с повыш. энергией. В К. у. электромагнитная волна, проходя через вещество, увеличивает свою энергию за счёт энергии атомов вещества. При этом волна сохраняет первонач. частоту, направление распространения и поляризацию (см. Поляризация волн), оставаясь когерентной (см. Когерентные колебания) с первичной волной, падающей на вход К. у. В К. у. радиоволн СВЧ диапазона в качестве рабочего вещества используют диамагнитные кри-

Второй закон термодинамики не только определяет направление протекания самопроизвольно происходящих в природе процессов, но и дает возможность установить величину максимальной работы, которая может быть осуществлена в системе тел, находящихся в неравновесном состоянии.

Сжатые газы как вторичный ИЭ стали применяться сразу же после изобретения компрессора. Несмотря на это даже в термодинамике термин «упругостная энергия» не применяется (иногда говорят «энергия давления»). Вероятно, дело в том, что при изотермическом расширении газа работа совершается за счет тепла окружающей среды, при адиабатном — за счет «внутренней энергии», а при политропном — за счет того и другого. Упругостная энергия в явном виде здесь не фигурирует. Но если система, находящаяся в термически неравновесном состоянии с окружающей средой (Т > Г0.с при р = Ро.с), общепризнано обладает запасом тепловой энергии, то и система, находящаяся в механически неравновесном состоянии (р}^> р0.с при Т = Т0.с), тоже дол-

ние «Дальнейшее исследование теплового равновесия газовых молекул». Здесь он формулирует и доказывает знаменитую Н-теорему (величина Н со знаком минус есть некоторый аналог энтропии), интегральное выражение которой выбито на его надгробном камне, подобно изображению шара, вписанного в цилиндр, на могиле Архимеда. Согласно этой теореме изолированный газ, первоначально находящийся в любом неравновесном состоянии, с течением времени переходит самопроизвольно в равновесное состояние — наивероятнейшее. При этом существует функция Н параметров газа, которая в процессе любых изменений его состояния с максимальной вероятностью уменьшается, вероятность же ее возрастания ничтожна. С помощью этой теоремы он доказывает, что только его закон распределения удовлетворяет условиям статистического равновесия.

Эволюцию структуры и рост зерен при отжиге исследовали и в других наноструктурных ИПД металлах: Fe [78], Со [229]. После ИПД кручением с логарифмической степенью деформации, равной 6,2, в Fe наблюдали зерна диаметром около 100 нм, содержащие много изгибных контуров экстинции, свидетельствующих о высоких внутренних напряжениях. Границы зерен также находились в неравновесном состоянии. После отжига в течение 1 ч при 573 К зерна имели тот же размер, но не содержали внутренних напряжений и дислокаций. Однако при 773 К был заметен рост зерен и их средний размер составил 0,3 мкм. При этом границы зерен имели обычный полосчатый контраст, типичный для равновесной зеренной структуры. При более высоких температурах имел место дальнейший рост зерен. Микротвердость слегка уменьшается во время возврата, быстро снижается при температуре около 723 К во время рекристаллизации, а затем снова слегка уменьшается во время дальнейшего роста зерен.

зерен, но, наоборот, увеличил ее в полтора раза. По нашему мне> нию, это прямо указывает на то, что в когерентные границы выстроились дислокации, которые ранее были в более неравновесном состоянии (например, в скоплениях перед барьерами). Хотя величина плотности субзерен проходит через максимум с ростом температуры отпуска (см. табл. 2), относительная деформация решетки, действительно характеризующая ее среднюю энергию упругих искажений, монотонно уменьшается с ростом температуры отпуска. Следовательно, повышение температуры отпуска монотонно приближает металл к равновесному состоянию, как и следовало ожидать. На относительную деформацию решетки оказывает влияние как средняя плотность дислокаций, так и качество дислокационных скоплений.

В качестве доказательства можно привести экспериментальные данные работы [89], приведенные в табл. 1. Как видно из табл. 1, отпуск предварительно деформированного образца при 350 °С не только не уменьшил плотности субзерен, но, наоборот, увеличил ее в полтора раза. По нашему мнению, это прямо указывает на то, что в когерентные границы выстроились дислокации, которые ранее были в более неравновесном состоянии (например, в скоплениях перед барьерами). Хотя величина плотности субзерен проходит через максимум с ростом температуры отпуска (см. табл. 1), относительная деформация решетки, действительно характеризующая ее среднюю энергию упругих искажений, монотонно уменьшается с ростом температуры отпуска. Следовательно, повышение температуры отпуска монотонно приближает металл к равновесному состоянию, как и следовало ожидать. На отно-

Рис. 8. Временные зависимости прочности сплава А1 + 4% Си в неравновесном состоянии при температурах:

Для мягких материалов типа меди поверхностный наклеп может заметно повысить предел текучести, у сталей — исказить площадку текучести. Поэтому чистовые операции проводятся при минимальной глубине резания и подаче не более 0,01 — 0,02 мм или с применением электрич. полировки. Влияние масштабного фактора при сопоставлении результатов испытаний микрообразцов и образцов d =5 мм проявляется в большей прочности и пластичности меньших образцов. Это влияние растет с ростом предела прочности и неравновесности структуры. У меди влияние размера образцов очень мало; у алюминиевых сплавов Д16 и В95 прочность микрообразцов повышается на 5—10%; у закаленных и низкоотдущенных сталей сопротивление разрушению у микрообразцов на 30— 50% выше, чем у образцов й=5 мм. Пластичность микрообразцов превышает пластичность образцов d=5 мм тем больше, чем ниже пластичность материала. М. и. волоченых прутков показывают, что наклеп центральных и внутренних зон различен; в последних, в отличие от периферии прутка, наблюдается значительное понижение пластичности. М. и. сварных соединений обнаруживают значительные изменения прочности и пластичности в особенности в переходных зонах. Эти изменения нельзя выявить обычными испытаниями, при к-рых разрушение определяется, св-вами наиболее слабых зон. М. и. турбинных лопаток после их службы показывают значительные изменения св-в поверхностных слоев в результате совместного механич. и коррозионного повреждений. М. и. являются надежным способом оценки локальных изменений св-в в условиях службы.

Сопротивление термической ус- 0,6 талости стали 12Х1МФ возра- Я* стает при увеличении степени неравновесности структуры, при этом большей долговечностью характеризуется бейнит, а меньшей— мартенсит. Такой характер зависимости долговечности от типа структуры объясняется тем, что по мере увеличения степени неравновесности структуры плотность дисклокаций и других дефектов кристаллической решетки возрастает, следовательно, увеличивается сопротивление деформированию зерен. Данный вывод применим главным образом для случаев классического усталостного транскристаллитного разрушения.

старение вследствие неравновесности структуры стали;

В работе [ 69] изучено влияние скорости нагрева на положение Ас± в условиях "изотермического" эксперимента. Образцы стали 20 после холодной прокатки (е = 50 %) нагревали до разных температур ниже 725°С со скоростями 500, 900, 3000 и 6000°С/мин. После выдержки от двух до тридцати минут производилась закалка, и металлографическим методом определялась степень развития а -* -/-превращения. Исследования показали, что снижение критической точки Ас\ наблюдается после нагрева деформированных образцов со всеми исследованными скоростями, причем при варьировании условий нагрева в указанных пределах фиксируется одна и та же температура начала образования аустенита (~690°С). Следовательно, изменение скорости нагрева от 500 до 6000°С/ /мин не приводит к заметным различиям в степени неравновесности структуры перед началом а -* -у-прев ращения, хотя некоторые отличия в кинетике его протекания в'процессе изотермической выдержки наблюдаются. Так, при ускорении нагрева вначале имеет место некоторое отставание в развитии превращения. Однако после выдержки в течение 10-15 мин для всех скоростей нагрева фиксируется одинаковое количество 7-фазы.

Сопротивление ползучести металла сварного шва, как и механические свойства, зависит от способа его выполнения и жесткости соединения, определяющих характер неравновесности структуры и степень развития субструктуры. На рис. 29 приведены первичные кривые ползучести при температуре 565° С и напряжении 20 /сгс/лш2 металла сварного шва композиции 1МФХ, выполненного наплавкой в уголок и сваркой стыка двух пластин толщиной 30 мм (рис. 25). Там же для сравнения показана кривая ползучести стали 12МФХ. Для обоих типов сварных'швов стадия" неустановившейся ползучести развита заметно меньше, чем у основ-

Металл шва в состоянии нормализации и отпуска при малой длительности до разрушения образцов менее прочен, чем сталь и швы двух первых состояний. Такое резкое падение прочности металла шва связано очевидно со снятием эффекта неравновесности структуры и ее наклепа во время высокотемпературной

При деформировании металлов и сплавов в процессе эволюции системы в зависимости от исходной структуры реализуется спектр точек бифуркаций, отвечающих смене лидеров-дефектов, ответственных за диссипацию энергии на различных стадиях квазинеравновесности системы. Поэтому существует связь между уровнем неравновесности структуры деформируемого сплава и лидером-дефектом, контролирующим устойчивость системы.

Переход от одного уровня неравновесности структуры N - 1 к другому N и отбор лидера-дефекта контролируется принципом минимума производства энтропии с помощью обратных положительных связей. Это

Эти фазы способны выполнять функции диссипации энергии деформации путем последовательного включения в диссипацию различных лидеров-дефектов: дислокации (на I уровне неравновесности структуры); частичные дислокации и сверхдислокации (на II и III уровнях) благодаря наличию интерметаллических фаз различной стабильности, вакансий, образующихся при распаде неустойчивых фаз (IV уровень).

Известно, что нет в природе материала тверже алмаза [421]. Его структура, отвечающая идеальному сверхтвердому материалу, является моделью неравновесных структур под напряжением VI (максимального) уровня. Алмаз, как и графит, состоит из углерода. Решетка графита может быть перестроена в решетку алмаза путем увода системы далеко от термодинамического равновесия за счет создания градиента температур и напряжений. Это позволяет создавать динамические структуры, отвечающие V уровню неравновесности структуры. Речь идет о формировании в указанных условиях сдвиго-неустойчивых фаз, обеспечивающих деформацию материала за счет сдвига на их границах. Образующиеся при этом аномально высокие диффузионные потоки создают условия для самоорганизованной перестройки кристаллической решетки. Последнее означает, что получение искусственных алмазов — это создание условий для самоорганизаций (а не организации) кристаллических структур.

Особое механическое поведение материалов с кубической структурой типа алмаза обусловлено наличием в них высокой степени направленности ковалентной связи. Именно эта структурная особенность межатомной связи обусловливает высокое сопротивление решетки скольжению дислокаций во всех системах скольжения, включая основную систему {111} (110). В данном случае вплоть до температуры 0,5 Ts оказывается энергетически более выгодным диссипировать подводимую энергию путем разрыва межатомной связи, чем путем пластического течения. Эти структурные особенности кристаллического строения обусловливают и другие следствия, а именно энергия образования и движения точечных дефектов очень велика, так что при заданной гомологической температуре диффузионные процессы также более заторможены, чем в других классах сплавов более низкого уровня неравновесности структуры. Таким образом, даже при температурах больше 0,6 Ts в случае, например, кремния и германия деформация ползучести, контролируемая диффузией, очень ограниченна. Поэтому элементы и сплавы с алмазоподобной структурой образуют отдельный класс материалов с высоким значением xs/G при всех гомологических температурах.