Механизмы структурообразования и особенности механического поведения наноматериалов деформационного происхождения

Проанализированы закономерности упрочнения наноматериалов, полученных интенсивной пластической деформацией, и рассмотрена связь между эволюцией деформационной структуры и параметрами упрочнения. Особое внимание уделено установлению общих закономерностей упрочнения, присущих всем материалам, независи...

Повний опис

Збережено в:

Бібліографічні деталі
Дата:	2009
Автор:	Подрезов, Ю.Н.
Формат:	Стаття
Мова:	Russian
Опубліковано:	Донецький фізико-технічний інститут ім. О.О. Галкіна НАН України 2009
Назва видання:	Физика и техника высоких давлений
Онлайн доступ:	http://dspace.nbuv.gov.ua/handle/123456789/69141
Теги:	Додати тег Немає тегів, Будьте першим, хто поставить тег для цього запису!
Назва журналу:	Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
Цитувати:	Механизмы структурообразования и особенности механического поведения наноматериалов деформационного происхождения / Ю.Н. Подрезов // Физика и техника высоких давлений. — 2009. — Т. 19, № 1. — С. 31-44. — Бібліогр.: 9 назв. — рос.

Репозитарії

Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine

id	irk-123456789-69141
record_format	dspace
spelling	irk-123456789-691412014-10-07T03:01:45Z Механизмы структурообразования и особенности механического поведения наноматериалов деформационного происхождения Подрезов, Ю.Н. Проанализированы закономерности упрочнения наноматериалов, полученных интенсивной пластической деформацией, и рассмотрена связь между эволюцией деформационной структуры и параметрами упрочнения. Особое внимание уделено установлению общих закономерностей упрочнения, присущих всем материалам, независимо от их кристаллографического строения и схемы получения, а также исследованию особенностей упрочнения, проявляющихся у разных классов материалов. Рассмотрено влияние температуры испытания на параметры упрочнения деформированных материалов. Проаналізовано закономірності зміцнення наноматеріалів, отриманих інтенсивною пластичною деформацією (ІПД), і розглянуто зв'язок між еволюцією деформаційної структури і параметрами зміцнення. Особливу увагу приділено встановленню загальних закономірностей зміцнення, властивих всім матеріалам, незалежно від їх кристалографічної будови і схеми отримання, а також дослідженню особливостей зміцнення, які виявляються у різних класів матеріалів. Розглянуто вплив температури випробування на параметри зміцнення деформованих матеріалів. Strength of nanomaterials obtained by severe plastic deformation (SPD) has been analyzed. Connection between deformation structure evolution and mechanical behavior of this type of materials are discussed. A special attention is paid to establishment of general laws of nanomaterials strengthening regardless of their crystallographic structure and deformation scheme. Influence of the testing temperature on parameters of the deformed materials consolidation has been considered. 2009 Article Механизмы структурообразования и особенности механического поведения наноматериалов деформационного происхождения / Ю.Н. Подрезов // Физика и техника высоких давлений. — 2009. — Т. 19, № 1. — С. 31-44. — Бібліогр.: 9 назв. — рос. 0868-5924 PASC: 62.20.Fe http://dspace.nbuv.gov.ua/handle/123456789/69141 ru Физика и техника высоких давлений Донецький фізико-технічний інститут ім. О.О. Галкіна НАН України
institution	Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
collection	DSpace DC
language	Russian
description	Проанализированы закономерности упрочнения наноматериалов, полученных интенсивной пластической деформацией, и рассмотрена связь между эволюцией деформационной структуры и параметрами упрочнения. Особое внимание уделено установлению общих закономерностей упрочнения, присущих всем материалам, независимо от их кристаллографического строения и схемы получения, а также исследованию особенностей упрочнения, проявляющихся у разных классов материалов. Рассмотрено влияние температуры испытания на параметры упрочнения деформированных материалов.
format	Article
author	Подрезов, Ю.Н.
spellingShingle	Подрезов, Ю.Н. Механизмы структурообразования и особенности механического поведения наноматериалов деформационного происхождения Физика и техника высоких давлений
author_facet	Подрезов, Ю.Н.
author_sort	Подрезов, Ю.Н.
title	Механизмы структурообразования и особенности механического поведения наноматериалов деформационного происхождения
title_short	Механизмы структурообразования и особенности механического поведения наноматериалов деформационного происхождения
title_full	Механизмы структурообразования и особенности механического поведения наноматериалов деформационного происхождения
title_fullStr	Механизмы структурообразования и особенности механического поведения наноматериалов деформационного происхождения
title_full_unstemmed	Механизмы структурообразования и особенности механического поведения наноматериалов деформационного происхождения
title_sort	механизмы структурообразования и особенности механического поведения наноматериалов деформационного происхождения
publisher	Донецький фізико-технічний інститут ім. О.О. Галкіна НАН України
publishDate	2009
url	http://dspace.nbuv.gov.ua/handle/123456789/69141
citation_txt	Механизмы структурообразования и особенности механического поведения наноматериалов деформационного происхождения / Ю.Н. Подрезов // Физика и техника высоких давлений. — 2009. — Т. 19, № 1. — С. 31-44. — Бібліогр.: 9 назв. — рос.
series	Физика и техника высоких давлений
work_keys_str_mv	AT podrezovûn mehanizmystrukturoobrazovaniâiosobennostimehaničeskogopovedeniânanomaterialovdeformacionnogoproishoždeniâ
first_indexed	2025-07-05T18:50:51Z
last_indexed	2025-07-05T18:50:51Z
_version_	1836834044843655168
fulltext	Физика и техника высоких давлений 2009, том 19, № 1 31 PASC: 62.20.Fe Ю.Н. Подрезов МЕХАНИЗМЫ СТРУКТУРООБРАЗОВАНИЯ И ОСОБЕННОСТИ МЕХАНИЧЕСКОГО ПОВЕДЕНИЯ НАНОМАТЕРИАЛОВ ДЕФОРМАЦИОННОГО ПРОИСХОЖДЕНИЯ Институт проблем материаловедения им. И.Н. Францевича НАН Украины ул. Кржижановского, 3, г. Киев, 03680, Украина E-mail: podrezov@materials.keiv.ua Проанализированы закономерности упрочнения наноматериалов, получен- ных интенсивной пластической деформацией (ИПД), и рассмотрена связь между эволюцией деформационной структуры и параметрами упрочнения. Особое внимание уделено установлению общих закономерностей упрочне- ния, присущих всем материалам, независимо от их кристаллографического строения и схемы получения, а также исследованию особенностей упрочне- ния, проявляющихся у разных классов материалов. Рассмотрено влияние температуры испытания на параметры упрочнения деформированных ма- териалов. Введение В дискуссиях о дислокационных механизмах деформационного упрочне- ния часто цитируются слова одного из основоположников физической тео- рии прочности А.Х. Котрелла. Рассуждая о перспективах дислокационной теории пластической деформации, он сказал: «Одна из первых задач, кото- рая поставлена перед специалистами в области теории дислокаций, это зада- ча установления связи между дислокационной структурой и упрочнением материала, однако, несмотря на то, что эта задача поставлена первой, реше- на она будет последней». Действительно, проблема структурной инженерии деформированного материала является многопараметрической задачей. На дислокационную структуру можно повлиять с помощью внешних факторов, изменяя в широком диапазоне температуру, скорость или степень деформа- ции. Важным фактором, влияющим на структурообразование, является схе- ма деформирования и тип напряженного состояния. Не меньшее влияние на эволюцию дислокаций оказывают внутренние (или структурные) факторы. В чистых металлах формирование деформационной субструктуры зависит от типа кристаллической решетки, размера зерна, кристаллографической ори- Физика и техника высоких давлений 2009, том 19, № 1 32 ентации структурных элементов. В легированных сплавах к перечисленным структурным факторам добавляются тип и морфология фаз и их способность к совместной деформации. Тем не менее обнаруженное многообразие структурных состояний, при- сущих деформированным материалам, лишь подчеркивает общие законы деформационного упрочнения, связывающие процессы структурообразова- ния с характером кривой нагружения материала. Тейлор показал, что де- формационное упрочнение происходит благодаря изменению с деформаци- ей плотности дислокаций. Рассматривая дислокации как источники дально- действующих полей, он записал уравнение, связывающее упрочнение с плотностью дислокаций, в виде σ = σ0 + αGbρ1/2, (1) где σ0 – вклад в упрочнение структурных элементов, формирующих предел текучести; α – коэффициент, значение которого формирует взаимодействие между дислокациями; G – модуль сдвига; b – вектор Бюргерса; ρ – плот- ность дислокаций. Связь между законами движения дислокаций и приростом пластической деформации выражается уравнением Орована е = 0.5bρL, (2) где L – длина свободного пробега дислокаций. Расширение экспериментальных возможностей визуализации дислокаций с помощью электронной микроскопии позволило установить важные зако- номерности эволюции дислокационной структуры при деформации: по мере увеличения степени деформации в кристалле возникает структура с хаоти- чески распределенными дислокациями, которая затем перестраивается в слаборазориентированную ячеистую и далее – в разориентированную ячеи- стую структуру или нанозерна. Такие структурные переходы происходят в узком диапазоне деформаций и сопровождаются изменением механизмов упрочнения деформируемого материала. Наличие стадий на кривой деформационного упрочнения многократно подтверждалось экспериментально, а соответствие перегибов на кривых уп- рочения границам структурных состояний неоднократно отмечалось как од- но из ключевых положений теории деформационного упрочнения. Стадий- ность упрочнения в равной мере проявляется как у ОЦК-металлов при ана- лизе параболического упрочнения [1], и так и у ГЦК-металлов при исследо- вании изменения скорости упрочнения [2]. Общие черты упомянутых под- ходов проанализированы нами в работе [3]. Несмотря на различие в фор- мальном описании законов упрочнения у ОЦК- и ГЦК-металлов, общность физических принципов построения этих теорий приводит к единому физи- ческому результату – чувствительности параметров моделей (показателя де- формационного упрочнения для первого случая и критического напряжения Войса – для второго) к величине энергии дефекта упаковки. Физика и техника высоких давлений 2009, том 19, № 1 33 Температурная и скоростная чувствительность деформационного упрочнения Температура и скорость деформации – параметры, которые проще всего менять в модельных экспериментах или технологических процессах, на- правленных на оптимизацию деформационной структуры. Роль этих факто- ров сложно переоценить, поскольку термоактивационные процессы положе- ны в основу большинства механизмов пластической деформации и законов структурообразования материалов. Учет стадийности упрочнения является важнейшим элементом термоак- тивационного анализа, поскольку температура по-разному влияет на законы взаимодействия между дислокациями на разных стадиях. Следует иметь в виду, что температурная чувствительность параметров упрочнения для ГЦК- и ОЦК-металлов различна, и эти два случая целесообразно рассмотреть от- дельно. Температурная и скоростная чувствительность кривой упрочнения ГЦК- металлов анализировалась многими авторами. Наиболее подробно этот во- прос рассмотрен в работе [2]. Экспериментально установлено, что начальная стадия упрочнения ГЦК-металлов (формирование структуры леса дислока- ций или полосовых структур) не является термоактивированным процессом. После нормировки на модуль упругости скорость упрочнения не зависит от температуры, ее величина для всех материалов оценивается как G/200. В то же время параметры упрочнения на следующей стадии, соответст- вующей возникновению слоборазориентированной структуры, зависят от температуры и скорости деформации, поскольку упрочнение на данной ста- дии сопровождается динамическим возвратом. Это следует, например, из анализа температурной и скоростной чувствительности кривых упрочнения Al, полученных Зехетбауэром с сотр. [4] (рис. 1,а). а б Рис. 1. Влияние температуры (а) и скорости деформации (б) на параметры упроч- нения в Cu 99.95%, деформированной кручением: а – T, K: – 77, □ – 293, × – 373, ∇ – 473; γ = 10–2 s–1; б – γ, s–1: + – 1, × – 10–2, – 10–4; Т = 293 K Физика и техника высоких давлений 2009, том 19, № 1 34 Подобные кривые упрочнения, полученные для разных ГЦК-металлов, бы- ли обобщены Коксом [2] в рамках теории скоростной чувствительности де- формационного упрочнения. Сделанные им обобщения рассматриваются как классические при описании начальных стадий упрочнения ГЦК-металлов. Температурная зависимость параметров упрочнения на стадии формирования нанозерен (четвертая стадия) наиболее детально исследована Зехетбауэром с сотр. в работах [4,5]. Показано, что эта стадия деформационного упрочнения ГЦК-металлов не является чувствительной к температуре и скорости дефор- мации. Экспериментальные зависимости скорости упрочнения θ от сдвигово- го напряжения τ из работы [4] представлены на рис. 1. Отметим, что для слу- чая сдвига параметр θ характеризует скорость прироста сдвигового напряже- ния τ с ростом сдвиговой деформации γ: θ = dτ/dγ. В случае одноосных схем нагружения скорость упрочнения характеризует скорость изменения нор- мального напряжения σ с ростом деформации ε: θ = dσ/dε. Поскольку на чет- вертой стадии скорость упрочнения постоянна, параметр θ для этой стадии часто называют коэффициентом линейного упрочнения. В ОЦК- и ГПУ-металлах проведение термоактивационного анализа уп- рочнения осложнено тем, что термоактивационная природа упрочнения про- является не только на стадиях развитой деформации, но и намного раньше, когда достигается предел текучести. Поскольку формирование последнего заканчивается на начальной стадии пластической деформации (при 0.2% пластичности), а кривая деформационного упрочнения формируется при больших деформациях, возникает обманчивое впечатление, что эти процес- сы легко разделить по степени деформации. Согласно принципу аддитивности [6] сопротивление движению дислока- ций со стороны дефектной структуры в обобщенном виде можно описать тремя слагаемыми: iiiys 321 σσσσ Σ+Σ+Σ= , (3) где Σσ1i – сумма вкладов микромеханизмов упрочнения, которые имеют термоактивационную природу; Σσ2i – суммарное упругое поле дальнодейст- вующего напряжения от различных препятствий; Σσ3i – суммарное сопро- тивление, обусловленное структурными параметрами типа границ зерен, субграниц, дисперсных частиц и т.п., прохождение которых невозможно без концентрации напряжения. В первое слагаемое Σσ1i в качестве основной составляющей входит на- пряжение Пайерлса–Набарро – сопротивление движению дислокаций со стороны кристаллической решетки. Именно наличие этого слагаемого обу- словливает для ОЦК-металлов резкую температурную зависимость предела текучести в области низких температур (до 0.2Tm). Напряжение Тейлора входит во вторую группу слагаемых Σσ2i, где сопротивление движению дис- локации вызвано упругими полями. Чувствительность упругих полей к тем- пературе определяется только чувствительностью упругих характеристик, Физика и техника высоких давлений 2009, том 19, № 1 35 изменение которых под влиянием температуры в ОЦК-металлах много меньше, чем изменение предела теку- чести. Следуя этой логике, темпера- турная зависимость коэффициентов упрочнения должна быть достаточно слабой и определяться, как и в случае ГЦК-металлов, либо температурной зависимостью упругих констант, либо процессами коллективного взаимо- действия между дислокациями. Однако эксперименты говорят о другом. Моисеев с сотр. [1] при ис- следовании параметров упрочнения молибдена и его сплавов в широком интервале температур (от –196 до 1000°С) показал (рис. 2), что во всем этом интервале отношение коэффици- ента упрочнения K1 к пределу текучести σ0.2 является практически постоян- ной величиной. Мы рассчитали параметры упрочнения молибдена в широком интервале температур и перестроили кривые в координатах dσ/dε–σ (рис. 3,а). В соот- ветствии с теорией Тейлора (уравнение (1)) полученные зависимости были преобразованы путем вычитания значения предела текучести из величины приложенного напряжения по оси абсцисс, а также двойной нормировкой оси ординат на приведенные к комнатной температуре значения модуля уп- ругости и предела текучести (рис. 3,б). а б Рис. 3. Кривые упрочнения молибдена в координатах θ–σ (а) и после нормировки ( ) 20 C/ ysK °= θ σ σ (б): а – T, °C: – 20, – 100, ▲ – 220, ○ – 330, □ – 450, + – 610, ◊ – 1000; б – T, °C: 1 – 20, 2 – 100, 3 – 220, 4 – 330, 5 – 450, 6 – 610, 7 – 1000 Рис. 2. Влияние температуры на соот- ношение параметров деформационно- го упрочнения K1/σ0.2: ○ – молибден марки МЧВП (D = 100 μm); ● – МЧВП (D = 40 μm); Δ – Мо + 4.5% TiN; ▲ – V; ♦ – Fe + 3.2% Si Физика и техника высоких давлений 2009, том 19, № 1 36 Данные, представленные на рис. 3,б, показывают, что после нормировки наблюдается хорошее совпадение параметров упрочнения во всем исследо- ванном диапазоне температур испытаний. Значения коэффициентов упроч- нения (KII, KIII, θIV) и деформирующего напряжения (σII и σIII) на каждой стадии упрочнения приведены в табл. 1. Наблюдаемые отклонения этих па- раметров от постоянной величины могут свидетельствовать о роли коллек- тивных процессов взаимодействия между дислокациями на разных стадиях в различных температурных интервалах. Таблица 1 Влияние температуры на параметры упрочнения молибдена T, °C σ0.2, MPa KII KIII σII, MPa σIII, MPa θIV 20 40 92 23 17.5 25 80 100 22.5 63 7.1 18.5 44.5 110 220 18 40 6.8 19.5 44.5 102 330 14 46 7.4 20 43.5 115 450 12.3 41 8.8 18 35 113 610 8.5 123 16 16 29 141 1000 5 667 60 10 15.5 160 Индивидуальные свойства дислокаций проявляются на всех стадиях де- формационного упрочнения и учитываются путем нормировки параметров упрочнения на предел текучести. Физическая причина резкой температур- ной зависимости коэффициентов упрочнения связана с тем, что в первое слагаемое уравнения (3) кроме силы Пайерлса–Набарро входит параметр σf, характеризующий сопротивление со стороны дислокаций леса при их пере- сечении подвижными дислокациями. Поскольку температурная чувстви- тельность этого напряжения такая же, как напряжения Пайерлса–Набарро, коэффициенты упрочнения проявляют чувствительность к температуре, по- добную той, которая наблюдается для предела текучести. Отметим, что изложенный выше анализ кривых упрочнения был прове- ден по результатам испытания образцов на растяжение при различных тем- пературах с фотометрированием их рабочей части в процессе деформации. Это трудоемкий эксперимент, требующий к тому же учета перераспределе- ния напряжений в образце с момента шейкообразования. Поэтому в работе [7] для анализа кривых упрочнения деформированных материалов нами предложен более простой метод расчета параметров упрочнения с использо- ванием испытания образцов на одноосное сжатие. Закономерности упрочнения предварительно деформированных материалов Сравнительный анализ механического поведения предварительно продефор- мированных материалов проводится на образцах правильной кубической формы с размером грани 3 mm в трех взаимно перпендикулярных направлениях. Обра- ботка первичных кривых деформирования позволяет получить истинные кривые Физика и техника высоких давлений 2009, том 19, № 1 37 упрочнения σ–е. Дальнейшая пере- стройка этих кривых в координатах dσ/dе–σ позволяет определить скорость упрочнения материала при заданной степени предварительной деформации, а при наличии образцов, продеформиро- ванных до разных степеней, достаточно точно описать кривую упрочнения в широком диапазоне деформаций. На рис. 4 приведена пересчитанная в этих координатах кривая упрочнения титана, предварительно продеформи- рованного до деформации е = 1.25. Данная кривая является результатом компьютерной обработки истинной кривой упрочнения при сжатии образ- ца в направлении приложения усилия при прокатке. На кривой выявляются два ярко выраженных участка: 1) уча- сток резкого замедления скорости уп- рочнения характеризует условия ре- новации источников Франка–Рида; 2) участок с постоянным значением dσ/dε характеризует скорость упроч- нения материала при соответствующей степени повторной деформации. По аналогии с теорией упрочнения неде- формированных материалов предлагается характеризовать процесс упрочне- ния предварительно деформированного материала параметрами KIII, σIII и θIV. Параметр KIII определяется как угол наклона на кривой dσ/de–σ на на- чальном участке упрочнения. Величина KIII связана со скоростью реновации источников Франка–Рида при переходе дислокаций из неподвижного со- стояния в подвижное вплоть до возобновления условий деформации, кото- рые реализовывались в образце до момента разгрузки. Параметр σIII опреде- ляется как точка пересечения прямой начальной стадии упрочнения с осью напряжений. Формально эта точка соответствует напряжению Войса [2] для деформированного материала. Параметр θIV – скорость линейного упрочне- ния деформированного материала. Эта методика использована для расчета параметров упрочнения предва- рительно деформированного титана, полученного по разным схемам дефор- мирования. В табл. 2 представлены результаты эксперимента, выполненного на титане, продеформированном прокаткой до разных степеней деформации от 0.18 до 1.6. Схема вырезки образцов показана на рис. 5. Рис. 4. Кривая упрочнения деформиро- ванного титана (е = 1.25), пересчитан- ная в координатах dσ/de–σ; tgϕ = KIII Рис. 5. Схема вырезки образца (3 × 3 × × 3 mm) из прокатанного листа (DD – направление вытяжки) Физика и техника высоких давлений 2009, том 19, № 1 38 Таблица 2 Результаты расчетов параметров упрочнения образцов титана, деформированных прокаткой Параметры упрочнения образцов титанаСтепень предварительной деформации е σ0.2, MPa σ10, MPa θIV, MPa KIII σIII, MPa Направление испытаний – ось Х 0.18 418 575 827 60 537 0.36 565 750 867 13 776 0.5 570 690 430 72 642 0.7 640 745 595 35 720 1.0 615 745 274 79 721 1.25 607 635 354 169 707 1.6 705 705 0 195 752 Направление испытаний – ось Y 0.18 395 540 514 54 519 0.36 647 660 44 347 649 0.5 630 675 224 89 683 0.7 620 705 194 46 686 1.0 655 798 398 30 780 1.25 705 815 351 47 793 1.6 700 800 440 37 805 Направление испытаний – ось Z 0.18 470 605 722 11 603 0.36 595 735 428 9 790 0.5 610 810 428 16 805 0.7 573 677 427 66 836 1.0 730 970 208 83 959 1.25 760 930 156 37 909 1.6 860 980 36 80 987 Примечание. σ10 – напряжение течения при 10% деформации. Из представленных результатов следует, что при сжатии образцов в направ- лениях X и Z скорость линейного упрочнения θIV снижается по мере роста степе- ни предварительной деформации, достигая практически нулевых значений при е = 1.6. При сжатии в направлении Y параметры упрочнения сначала снижаются от 800 до 200 MPa, однако при деформациях е > 0.8 несколько повышаются до 350–400 MPa. Аналогичное снижение коэффициентов линейного упрочнения наблюдалось нами при исследовании прокатанных образцов железа [8]. Материалы, продеформированные методом ИПД, демонстрируют прин- ципиально иное механическое поведение. На рис. 6 приведены результаты исследований образцов титана, испытанных на сжатие после равноканаль- ного углового прессования (РКУП). Образцы были вырезаны в трех взаим- но перпендикулярных направлениях X, Y, Z, соответствующих плоскостям прямоугольного темплета РКУП-образца (рис. 6, кривые 1, 2, 3). Кроме того, Физика и техника высоких давлений 2009, том 19, № 1 39 а б Рис. 6. Кривые упрочнения РКУП-титана в истинных координатах (а) и в коорди- натах dσ/dε–σ (б), испытанного на сжатие в разных плоскостях: 1 – в направлении X, 2 – Z, 3 – Y, 4 – под углом 45° к плоскости основания образца были исследованы образцы, вырезанные в плоскости, соответствующей плоскости легкого сдвига при последнем прессовании (она расположена под углом 45° к плоскости основания образца) (рис. 6, кривая 4). Из рисунка видно, что кривые упрочнения образцов, вырезанных в трех взаимно перпендикулярных направлениях, практически совпадают, а абсо- лютные значения коэффициентов линейного упрочнения очень высоки и со- поставимы с величиной предела текучести исследованного материала. Аналогичные результаты были получены нами при испытаниях титано- вых образцов, подвергнутых ИПД путем винтовой экструзии. Брусок тита- нового сплава ВТ1-0 размерами 30 × 50 × 90 mm был продеформирован ме- тодом винтовой экструзии по схеме: 4 прохода при 400°C + 1 проход при 20°C. После экструзии из деформированного материала были изготовлены образцы на одноосное растяжение и одноосное сжатие. Образцы на сжатие были испытаны в трех взаимно перпендикулярных направлениях. Плоскости образцов совпадали с плоскостями прямоугольной заготовки, полученной в результате винтовой экструзии. На рис. 7 представ- лены кривые упрочнения, построенные по результатам испытания на сжатие при комнатной температуре (а) и преобразованные в координатах dσ/dε–σ (б). Абсолютные значения предела текучести σ0.2 вдоль осей Х, Y, Z состав- ляют соответственно, MPa: 630, 520, 600. Угол наклона на линейной стадии упрочнения очень высокий, коэффициент линейного упрочнения во всех случаях изменяется в пределах 700–850 MPa. Полученные результаты показывают, что образцы титана, деформирован- ные методами ИПД (винтовой экструзией или РКУП), демонстрируют высо- кий коэффициент линейного упрочнения, который значительно выше, чем при традиционных методах деформации, например при прокатке. Кроме то- го, обращает на себя внимание значительно меньшая анизотропия механиче- ских свойств образцов, подвергнутых ИПД. Физика и техника высоких давлений 2009, том 19, № 1 40 а б Рис. 7. Кривые упрочнения титана, продеформированного винтовой экструзией и испытанного на сжатие в плоскостях X (кривая 1), Z (2), Y (3): а – первичные кри- вые, б – пересчитанные в координатах dσ/dε–σ Результаты исследования параметров упрочненных образцов титана, про- деформированных винтовой экструзией и испытанных на одноосное растя- жение вдоль оси Y в интервале температур 20–500°C, представлены в табл. 3. Таблица 3 Влияние температуры испытаний на параметры упрочнения титана, деформированного винтовой экструзией (испытание на растяжение) Параметры упрочнения № образца T, °C σ0.2 θ 1 20 660 640 2 100 630 769 3 200 540 618 4 300 482 417 5 400 350 310 6 500 192 164 Из данных табл. 3 видно, что значения предела текучести и коэффициен- тов линейного упрочнения во всем исследованном интервале температур практически совпадают, хотя оба параметра проявляют тенденцию к замет- ному падению с ростом температуры. Графики температурной зависимости этих параметров упрочнения приведены на рис. 8. Понижение предела текучести с повышением температуры определяется термоактивационной природой движения дислокаций. Практическое совпа- дение значений предела текучести и коэффициента линейного упрочнения θ при всех температурах у материала, подвергнутого ИПД, свидетельствует об атермическом характере коллективных процессов взаимодействия между дислокациями, которые отвечают за процесс структурообразования. Физика и техника высоких давлений 2009, том 19, № 1 41 а б Рис. 8. Температурные зависимости предела текучести σ0.2 (кривые 1) и коэффици- ента линейного упрочнения θ (кривые 2) титана, деформированного винтовой экс- трузией (одноосное растяжение) (а) и прокаткой (е = 1.6) (б) Этот эффект не воспроизводится на материалах, полученных деформаци- ей прокаткой (рис. 8,б). Как видно из рисунка, в образцах, полученных про- каткой, коэффициент линейного упрочнения в температурном интервале –200 + 300°C ниже предела текучести (потому имеет место быстрая локали- зация). Температурная зависимость коэффициента линейного упрочнения при температурах выше 300°C пересекает температурную зависимость пре- дела текучести. Как следствие, при этих температурах появляется значи- тельная равномерная деформация. Отметим, что у образцов, полученных методом ИПД, условие локализа- ции по Консидеру dσ/dε < σ не выполняется в широком диапазоне темпера- тур испытаний и поэтому такие образцы не должны формировать шейку при испытаниях на одноосное растяжение. Тем не менее процесс шейкообразо- вания в этих образцах происходит достаточно быстро при всех температурах испытаний. Равномерная деформация образцов во всех случаях не превыша- ет 4%, а суммарная деформация не больше 10%. Это несоответствие может быть связано с тем, что при растяжении образцов в области границ нанозе- рен происходят растрескивание и последующее порообразование. Возник- новение несплошностей и рост пористости, как известно [9], приводят к рез- кому снижению равномерной деформации материала. Косвенным подтвер- ждением образования пор при растяжении образца после винтовой экстру- зии служат данные фактографического анализа (рис. 9,б). Выводы 1. Характер кривых деформационного упрочнения определяется особен- ностями кристаллографического строения исследуемого материала и зави- сит от температурно-скоростных условий деформирования. Физика и техника высоких давлений 2009, том 19, № 1 42 а б Рис. 9. Поверхность разрушения деформированного титана: а – прокатка, б – вин- товая экструзия 2. Температурная чувствительность коэффициентов упрочнения в ГЦК- материалах определяется зависимостью от температуры модуля сдвига G. В ОЦК- и ГПУ-материалах основной вклад в температурную зависимость ко- эффициентов упрочнения вносит термоактивированное движение дислока- ций, которое может быть учтено при анализе кривых деформационного уп- рочнения путем нормировки параметра, характеризующего скорость (коэф- фициент) линейного упрочнения θ на величину предела текучести. 3. Материалы, полученные методом ИПД, демонстрируют высокие коэф- фициенты линейного упрочнения, соизмеримые с пределом текучести. Этим они принципиально отличаются от материалов, полученных по традицион- ным схемам деформации (прокатка, волочение и т.п.). 4. Для материалов, полученных методом ИПД, соотношение θ ≈ σys выполня- ется в широком интервале температур испытаний, что свидетельствует о несу- щественном влиянии температуры на коллективные дислокационные процессы, происходящие в материале при формировании деформационной наноструктуры. 5. Известные аномалии в механическом поведения ИПД-наноматериалов (сравнительно большая равномерная деформация, повышенное сопротивле- ние усталостному разрушению и существенное увеличение напряжения тече- ния при изменении моды деформации) являются следствием высокого значе- ния коэффициентов линейного упрочнения данного класса наноматериалов. 1. В.И.Трефилов, В.Ф. Моисеев, Э.П. Печковский и др., Деформационное упрочне- ние и разрушение поликристаллиеских материалов, В.И. Трефилов (ред.), Нау- кова думка, Киев, (1987). 2. U.F. Kocks, H. Mesking, Prog. Mater. Sci. 48, 171 (2003). 3. Ю.Н. Подрезов, С.А. Фирстов, ФТВД 16, № 4, 37 (2006). 4. M. Zehetbauer, V. Seumer, Acta metall. mater. 41, 577 (1993). 5. M. Zehetbauer, D. Trattner, Mater. Sci. Eng. 89, 93 (1987). 6. В.И. Трефилов, Ю.В. Мильман, С.А. Фирстов, Физические основы прочности тугоплавких металлов, Наукова думка, Киев (1975). Физика и техника высоких давлений 2009, том 19, № 1 43 7. Е.М. Борисовская, Д.Г. Вербило, В.А. Писаренко, Ю.Н. Подрезов, В.А. Назарен- ко, Я.И. Евич, В.И. Копылов, ФТВД 17, № 2, 110 (2007). 8. Е.М. Борисовская, Д.Г. Вербило, В.И. Даниленко, Я.И. Евич, В.А. Писаренко, Ю.Н. Подрезов, С.А. Фирстов, Наноструктурное материаловедение 1, 52 (2007). 9. Ю.Н. Подрезов, С.А. Фирстов, Ю.Н. Иващенко, К. Пеликан, Э. Дудрова, Л. Па- рилак, М. Шлесар, М. Бестерци, И.И. Иванова, А.Н. Демидик, Структура и прочность порошковых материалов, Наукова думка, Киев (1993). Ю.М. Подрезов МЕХАНІЗМИ СТРУКТУРОУТВОРЕННЯ ТА ОСОБЛИВОСТІ МЕХАНІЧНОЇ ПОВЕДІНКИ НАНОМАТЕРІАЛІВ ДЕФОРМАЦІЙНОГО ПОХОДЖЕННЯ Проаналізовано закономірності зміцнення наноматеріалів, отриманих інтенсивною пластичною деформацією (ІПД), і розглянуто зв'язок між еволюцією деформаційної структури і параметрами зміцнення. Особливу увагу приділено встановленню за- гальних закономірностей зміцнення, властивих всім матеріалам, незалежно від їх кристалографічної будови і схеми отримання, а також дослідженню особливостей зміцнення, які виявляються у різних класів матеріалів. Розглянуто вплив темпера- тури випробування на параметри зміцнення деформованих матеріалів. Yu.N. Podrezov MECHANISMS OF STRUCTURIZATION AND FEATURES OF MECHANICAL BEHAVIOR OF NANOMATERIALS OF DEFORMATION ORIGIN Strength of nanomaterials obtained by severe plastic deformation (SPD) has been ana- lyzed. Connection between deformation structure evolution and mechanical behavior of this type of materials are discussed. A special attention is paid to establishment of general laws of nanomaterials strengthening regardless of their crystallographic structure and de- formation scheme. Influence of the testing temperature on parameters of the deformed materials consolidation has been considered. Fig. 1. Influence of temperature (а) and deformation rate (б) on ordering parameters in 99.95% Cu, deformed by twisting: а – T, K: – 77, □ – 293, × – 373, ∇ – 473; γ = 10–2 s–1; б – γ, s–1: + – 1, × – 10–2, – 10–4; Т = 293 K Fig. 2. Influence of temperature on the ratio of deformation-hardening parameters K1/σ0.2: ○ – molybdenum of the МЧВП quality (D = 100 μm); ● – МЧВП (D = 40 μm); Δ – Мо + + 4.5% TiN; ▲ – V; ♦ – Fe + 3.2% Si Fig. 3. Molybdenum hardening curves in coordinates θ–σ (а) and after normalization ( ) 20 C/ ysK °= θ σ σ (б): ε–σ: а – T, °C: – 20, – 100, ▲ – 220, ○ – 330, □ – 450, + – 610, ◊ – 1000; б – T, °C: 1 – 20, 2 – 100, 3 – 220, 4 – 330, 5 – 450, 6 – 610, 7 – 1000 Физика и техника высоких давлений 2009, том 19, № 1 44 Fig. 4. Curve for deformed titanium hardening (е = 1.25) recalculated in coordinates dσ/de–σ Fig. 5. Scheme of 3 × 3 × 3 mm sample cutting from rolled sheet (DD – drawing direc- tion) Fig. 6. Curves for ECAP-titanium hardening, in real coordinates (a) and in coordinates dσ/dε–σ (б), tested for compression in different planes: 1 – in direction X, 2 – Z, 3 – Y, 4 – at an angle of 45° to the plane of sample base Fig. 7. Hardening curves for titanium deformed by twist extrusion and tested for com- pression in the planes: X (curve 1), Z (2), Y (3): а – primary curves, б – recalculated in coordinates dσ/dε–σ Fig. 8. Temperature dependences of yield strength σ0.2 (curves 1) and coefficient of lin- ear hardening θ (curves 2) for titanium deformed by twist extrusion (uniaxial tension) (а) and rolling (е = 1.6) (б) Fig. 9. Surface of deformed titanium failure: a – rolling, б – twist extrusion

Механизмы структурообразования и особенности механического поведения наноматериалов деформационного происхождения

Репозитарії

Схожі ресурси