Деформационный отклик и механическое последействие в системе алюминий -водород Текст научной статьи по специальности «Физика»

ВЕСТНИК ПЕРМСКОГО УНИВЕРСИТЕТА

2006

Физика

Вып. 1

Деформационный отклик и механическое последействие в системе алюминий -водород

Л. Спивак“, Е. Лунарска0

а Пермский государственный университет, 614990, Пермь, ул. Букирева, 15 ь Институт физической химии Польской АН. Варшава, ул. Каспзака, 49

Рассмотрено совместное влияние градиентного поля напряжений и диффузионного потока водорода на активизацию деформации прямого и обратного механического последействия. Показано, что в этих условиях наблюдается многократное ускорение ползучести и деформации обратного механического последействия. Установлено смещение в область более высоких температур рекристаллизационных процессов в предварительно обработанном водородом алюминии.

1. Введение

Так называемые синергические эффекты мик-ропластичности при одновременном действии поля напряжений и высокоградиентного потока атомов водорода в металлах и сплавах проявляются в ускорении деформации прямого и обратного механического последействия [1-11]. Такой деформационный отклик, как принято считать, наблюдается при наличии определенных условий, а именно: заметном. порядка 1(ГЧ - 10-,п м2с_|, коэффициенте диффузии водорода в материале; образовании по механизму мартенситного перехода гидридных (ванадии, тантале, палладии) или гидридоподобных (железо) фаз. Причем, структура гидридных фаз в этом случае обусловлена упорядочением атомов водорода в кристаллической решетке матрицы с образованием собственно водородной под-решетки. Существенно при этом отметить, что. как и при обычных термоупругих превращениях, фазовому переходу в этих случаях предшествует ряд предпереходных состояний, характеризующихся "размягчением" модуля сдвига. В системах металл-водород это снижение модуля сдвига в конечном итоге ведет к возникновению особого ' ква-зижидкого" состояния с относительно высоким сопротивлением металла нормальным напряжениям и весьма низким сопротивлением деформациям сдвига [12].

Подобного рода исследования на алюминии не проводились, так как, согласно литературным данным (см., например [13]), коэффициент диффузии водорода в алюминии при 300 К экспериментально не определялся и его значение при 300 К можно

получить только экстраполяцией высокотемпературных измерений. Последнее не всегда достаточно корректно, но при этом можно оценить порядок ожидаемых значений коэффициента диффузии в этих условиях. Такие расчеты дают значение коэффициента диффузии водорода в алюминии при 300К на уровне К)-13 - 10“14 м2с-1, т. е, на несколько порядков меньше, чем у типичных гидридообразующих металлов.

Тем не менее работы последних лет показали, что водород может заметно влиять на свойства алюминия и при 300 К. В этом плане эксперименты по выявлению синергических эффектов в алюминии могли бы подтвердить и расширить уже сложившиеся представления о природе деформационного отклика металлов при их насыщении водородом в поле внешних или внутренних напряжений. Дополнительным соображением являлось то, что гидриды алюминия образуются с относительно малым объемным эффектом и, следовательно. можно избежать в экспериментах маскирующего влияния фазового наклепа на деформационный откчик

2. Методика исследования

Для изучения механического последействия при насыщении водородом образцов алюминия была использована установка, работающая по схеме обратного крутильного маятника с оптической системой регистрации относительной сдвиговой деформации с точностью ±5 • 10"". Образцы алюминия (99.999 %) диаметром 0.8 мм. рабочей длиной 55 мм были получены волочением, с последующим рекристаллизационным отжигом в

О Л. Спивак. Э. Лунарска, 2006

вакууме при 250 °С в течение 20 мин. В процессе исследования образцы деформировали кручением ниже макроскопического предела текучести для изучения прямого механического последействия (ползучесть). В другом случае предварительно, перед наводороживанием, образцы деформировали пластически для исследования эффектов обратного механического последействия. Насыщение образцов алюминия водородом проводили электролитически в 0.1 N №ОН. Плотность катодного тока составляла /с = 1000 А/м". Обычно длительность наводороживания не превышала 4 ч.

Образец служил катодом, а анодом - две расположенные симметрично параллельные оси образца платиновые проволоки диаметром 0.5 мм. Изучение деформационного отклика в деформированном кручением алюминии проводили при его нагреве с помощью специальной съемной головки. Нагрев производился до 310 °С со скоростью ~ 10 °С/мин. Для каждого исследованного режима использовали не менее трех образцов. Максимальное расхождение в величинах микропластической деформации для идентично обработанных образцов не превышало 12 %.

3. Экспериментальные результаты и их обсуждение

Первоначально была получена кривая деформационного упрочнения при деформации кручением отожженного алюминия. Макроскопический предел текучести хт оказался равным 35 МПа. Поэтому' рабочая нагрузка тш составляла, как обычно принято в таких экспериментах, 0.8 Тт. т. е. т = 28 МПа. Приложение такой нагрузки вызывает полностью обратимую деформацию. Выдержка при такой нагрузке в течение суток не приводит к дополнительной остаточной деформации, выходящей за пределы точности ее измерения.

Введение водорода (см. рис. 1) активизирует деформацию у ползучести и ее скорость, которая за исключением начального участка, остается практически постоянной в течение четырех часов насыщения. Если длительность насыщения водородом увеличить, то после пяти часов наблюдается некоторое увеличение скорости ползучести. Характер зависимости у(0 в этом случае напоминает типичную зависимость прямого последействия при насыщении водородом таких гидридообразующих металлов, как ванадий, ниобий, тантал, цирконий при нагрузках, меньших макроскопического предела текучести (см. [6, 7, 9]). Однако на определенном этапе насыщения водородом этих металлов происходило разрушение образцов из-за развития гидридной хрупкости, тогда как при насыщении водородом алюминия потери пластичности металла не наблюдалось.

1хЮ"', в

Рис. 1. Влияние продолжительности насыщения водородом на деформацию ползучести алюминия. тт- 28 МПа

Кроме того, в реализованных в данном эксперименте режимах насыщения водородом, судя по литературным данным, гидриды алюминия типа А1Н3 вообще не образуются.

Как было дополнительно установлено в ходе экспериментов, даже после 8 ч наводороживания. изменение в диаметре образцов не зафиксированы. Поэтом\ есть все основания считать, что обнаруженный эффект обусловлен специфической перестройкой структуры металла в процессе его насыщения водородом.

-2

1x10

Рис. 2. Влияние продолжительности насыщения водородом на деформацию ОПВ в алюминии А1. Предварительная пластическая деформация: 1 = 0.3; 2 = 0.6; 3 =

1.2

Активизация деформации прямого последействия при нагрузках, меньших макроскопического предела текучести алюминия, давала основание предполагать, что в этих условиях можно наблюдать и ускорение обратного механического последействия (ОМП). Действительно, эксперименты

Деформационный отклик и механическое поспеОеиствие

89

подтвердили (см. рис. 2) правильность сделанных выше предположений.

Естественно, наблюдаемые при этом деформации заметно меньше, но практически того же порядка, что и при ползучести. В течение 4 ч насыщения водородом кривые у(\) сохраняют практически линейный характер. Сама величина деформации ОМП и ее скорость зависят немонотонно от степени предварительной пластической деформации кручением у, . При у1 = 0.6 - 0.8 их значения максимальны,

Поскольку в общем случае движущей силой деформации ОМП является релаксация созданных в металле предварительной пластической деформацией внутренних напряжений, то активизация при насыщении водородом такой деформации должно было бы повлиять на динамику изменения сдвиговой деформации при переходе металла от деформированного состояния к рекристаллизован-ному.

т, °с

Рис. 3. Влияние температуры нагрева на деформацию ОМП алюминия. Предварительная пластическая деформация у, =

0.6. 1 - без насыщения водородом; 2 - после насыщения водородом

На рис. 3 показано развитие деформации ОМП при нагреве предварительно пластически деформированного кручением алюминия. На представленных кривых можно выделить три температурных интервала (см., например. [13)). отвечающих соответственно процессам отдыха и возврата (приблизительно до 150 °С). полигонизации (плато) и собственно рекристаллизации (увеличение скорости и величины микродеформации в местах с высокой локальной плотностью дислокаций). Как было показано ранее [7]. с увеличением степени предварительной пластической деформации кручением все эффекты деформационного отклика при последующем нагреве немонотонно зависят от у, . В данном случае эта закономерность еще раз

подтверждается при исследовании алюминия высокой степени чистоты

Введение водорода в пластически деформированный алюминий приводит (рис. 3. кривая 2) при его последующем нагреве к двум эффектам в области температур рекристаллизации: сравнительное снижение общего уровня деформационного отклика при нагреве обработанного водородом алюминия: смещение в область более высоких температур активной стадии развития рекристал-лизационных процессов. Как тот. так и другой эффекты связаны, скорее всего, с частичной релаксацией внутренних напряжений при насыщении водородом пластически деформированного кручением алюминия.

Таким образом, оказалось, что как. при исследовании прямого, так и обратного механического последействия, введение водорода в алюминий активизирует развитие микропластической деформации при релаксации внешних или внутренних напряжений.

Рентгеноструктурный анализ алюминия после многочасового насыщения водородом не зафиксировал появление новых структурных образований. Однако было установлено, что в процессе введения водорода в алюминий наблюдается снижением сопротивления металла сдвиговым деформациям (уменьшением модуля сдвига). Обычно уменьшение модуля сдвига предшествует протеканию термоупругих мартснситных превращений. Однако до сих пор в алюминии не обнаружено возникновение гидридных фаз. образующихся по диффузионно-кооперативному механизму, как это имеет место при насыщении водородом типичных гидридообразующих металлов Уа группы. Образование же гидрида алюминия А1НЛ в данных условиях насыщения водородом также ранее не наблюдалось. Но даже если допустить такую возможность, то из-за малого объемного эффекта гидридного превращения возникновение при этом дислокаций несоответствия нельзя считать значимым фактором, активизирующим деформационный отклик при прямом и тем более при обратном механическом последействии.

4. Заключение

При насыщении водородом алюминия обнаружено многократное ускорение ползучести при нагрузках. меньших макроскопического предела текучести.

В пластически деформированном алюминии введение водорода активизирует развитие деформации обратного механического последействия.

Установлено, что величина деформационного отклика в таких экспериментах, при прочих рав-

ных условиях, зависит от предварительной пластической деформации кручением материала.

Показано, что при нагреве предварительно деформированных кручением образцов алюминия, подвергавшихся водородном)' воздействию, деформационный отклик выражен в меньшей степени. чем в образцах, не проходивших водородную обработку. Отмечена тенденция к смещению в область более высоких температур активной фазы протекания рекристаллизационных процессов в предварительно обработанном водородом алюминии.

Высказано предположение о том. что наблюдаемые эффекты связаны с возникновением гидридоподобных фаз, существующих в далеких от термодинамического равновесия условиях.

Список литературы

1. Спивак Л. В., Скрябина Н. Е. Н Физика металлов и металловедение. 1984. Т. 58, № 1. С 200.

2. Спивак Л. В., Скрябина И. Е., Курмаева Л. Д. и др. // Там же. 1984. № 6. С. 1215.

3. Спивак Л. В., Скрябина Н .Е.. Волынцев А. Б.

//Изв. АН СССР. Металлы. 1984. № 1. С. 145.

4. Кац М. Я., Скрябина Н. Е., Спивак Л. В. II Письма в ЖТФ. 1986. № 1. С. 21.

5. Спивак Л. В., Кац М. Я., Скрябина Н. Е. II Физика металлов и металловедение. 1991. № 6. С. 142.

6. Спивак Л. В., Скрябина Н. Е., Кац М. Я. Водород и механическое последействие в металлах и сплавах. Пермь: Перм. ун-та. 1993. 344с.

7. Спивак Л. В., Скрябина Н. Е. II Физика металлов и металловедение. 1993. № 9. С. 141.

8. Skrvabina N. Ye., Spivak L. V. II Hydrogen Energy. 1999. Vol. 24, №9. P. 795.

9. Спивак Л. В. И Соросовский образовательный журнал. 1999. № 10. С. 108.

10. Скрябина Н. Е, Спивак Л. В. // Известия АН. Сер. физическая. 2003. Т.67. №10. С. 1411.

11. Скрябина Н. Е., Спивак Л. В. II Вестник Пермского университета. Серия "Физика". 2000. Вып. 6. С. 13.

12. Лариков Л. Н., Нсаичев В. И. Диффузия в металлах и сплавах: справочник. Киев: Наукова думка, 1987. 510 с.

13. Спивак Л. В. II Металлофизика. 1984. Т. 6. №

3. С. 103.