Связь работы с научными программами и темами

Диссертационная работа выполнена в Институте физики прочности и материаловедения СО РАН и Сибирском физико-техническом институте Томского государственного университета в соответствие с планами государственных научных программ и грантов:

«Закономерности и механизмы формирования наноструктурных состояний, деформационного поведения и разрушения объемных многоуровневых металлических материалов и композиций с разной устойчивостью кристаллической решетки к термосиловым воздействиям. Разработка на их основе перспективных материалов с высокими эксплуатационными характеристиками для медицины и техники» (проект 3.6.2.2.по приоритетному направлению 3.6 «Механика твердого тела, физика и механика деформирования и разрушения, механика композиционных и наноматериалов, трибология», 2007-2009 гг.); «Исследование роли диффузионно-контролируемых процессов в формировании структуры и упруго-пластических свойств многоуровневых объемных наноструктурных композитов с металлической матрицей. Разработка на их основе перспективных материалов для медицины и техники» (проект по приоритетному направлению 8. Проблемы деформирования и разрушения структурно-неоднородных сред и конструкций, 2004-2006 гг.); "Наноструктурные материалы для медицинского применения" (проект МНТЦ № 2070р, 2001‑2002 гг.); «Разработка наноструктурных титановых материалов для медицинского применения» (проект ИНТАС № 01-320, 2002-2004 гг.); «Деформационное поведение и разрушение наноструктурных металлов и сплавов при квазистатическом и динамическом нагружениях» (проект № 9.5 по программе фундаментальных исследований Президиума Российской академии наук «Теплофизика и механика энергетических воздействий», 2004-2006 гг.); «Диффузия и упругопластические свойства наноструктурных материалов для медицины и техники» (проект № 8.13 по программе фундаментальных исследований Президиума Российской академии наук «Фундаментальные проблемы физики и химии наноразмерных систем и наноматериалов», 2004-2005 гг); «Исследование механизмов модификации структуры и свойств металлов и сплавов с многоуровневой структурой, сформированной при воздействии ионных пучков» (интеграционный проект фундаментальных исследований СО РАН № 2.4, 2006-2008 гг.); «Создание высокоэффективной технологии получения ультрадисперсных структур в крупнозернистых литых заготовках конструкционных металлов и сплавов методами интенсивной пластической деформации» (проект ИН-22.3/003 федеральной целевой научно-технической программы «Исследования и разработки по приоритетным направлениям развития науки и техники» на 2002-2006 годы, 2005-2006 гг.); «Эволюция микроструктуры и упруго-пластических свойств наноструктурного титана при внешнем силовом и температурном воздействии» (грант РФФИ № 2000-2001 гг.); «Компьютерное конструирование износостойкости рабочих поверхностей режущего и штампового инструмента на основе физической мезомеханики деформации и разрушения» (проект № 07.08.008.00.М федеральной целевой научно-технической программы «Новые материалы», 1996-1998 гг.).

Апробация работы. Основные результаты проведенных исследований докладывались и обсуждались на международных, всесоюзных, всероссийских и региональных конференциях, совещаниях, симпозиумах и семинарах:

Научно-практическая конференция материаловедческих обществ России «Новые конструкционные материалы». Москва, 2000; Вторая Международная научно-техническая конференция «Экспериментальные методы в физике структурно-неоднородных конденсированных сред». Барнаул, 2001; V Всероссийская конференция "Физико-химия ультрадисперсных (нано-) систем". Екатеринбург, 2001; Всероссийская научно-практическая конференция "Перспективные технологии физико-химической размерной обработки и формирования эксплуатационных свойств металлов и сплавов". Уфа, 2001; 3 Международная
конференция «Физика и промышленность 2001». Москва, Голицино, 2001; Международный технологический конгресс «Современные технологии при создании продукции военного и гражданского назначения». Омск, 2001; VI Международная конференция «Компьютерное конструирование новых материалов и технологий». Томск, 2001; VI Всероссийская (международная) конференция «Физикохимия ультрадисперсных систем». Томск, 2002; Конференция "Ультрадисперсные порошки, наноструктуры, материалы". Красноярск, 2003; X APAM topical seminar and III conference "Materials of Siberia" "Nanoscience and technology" devoted to 10-th anniversary of APAM. Novosibirsk, Russia, 2003; XV Международная конференция «Физика прочности и пластичности материалов». Тольятти, 2003; International Symposium on Physical Mesomechanics and Computer-Aided Design of Advanced Materials and Technologies. Томск, 2003; Международная конференция «Современные проблемы физики и высокие технологии». Томск, 2003; Х Международный семинар «Дислокационная структура и механические свойства металлов и сплавов – «ДСМСМ»-2005», Екатеринбург, 2005; XVI Международная конференция «Физика прочности и пластичности материалов». Самара, 2006; Международная конференция «Ti-2006 в СНГ». Суздаль, 2006; 6^th International Conference on Modifications of Materials with Particle Beams and Plasma Flows. Tomsk, 2002; 7^th International Conference on Modifications of Materials with Particle Beams and Plasma Flows. Tomsk, 2004; Международная конференция по физической мезомеханике, компьютерному конструированию и разработке новых материалов. Томск, 2004; International Conference on Modifications of Properties of Surface Layers of Non-Semiconducting Materials Using Particle Beams. Feodosiya, 2001; 13th International Symposium on High Current Electronics and the 7th International Conference on Modification of Materials with Particle Beams and Plasma Flows. Томск, 2004; VIII Международная школа-семинар «Эволюция дефектных структур в конденсированных средах». Барнаул, 2005; Всесоюзный семинар по смачиваемости и адгезии расплавов и пайке неметаллических материалов. Николаев, 1975; IV Всесоюзная конференция по композиционным материалам. Москва, 1978; Семинар по механике композитов с металлической матрицей. Черноголовка, 1978; VIII Всесоюзная конференция по поверхностным являниям в расплавах и твердых фазах. Киржач, 1980; Всесоюзная конференция «Применение аппаратов порошковой технологии и процессов термосинтеза в народном хозяйстве». Томск, 1987; Первая конференция «Материалы Сибири». Новосибирск, 1995; Научно-практическая конференция «Тюменская нефть – вчера и сегодня». Тюмень, 1997; V Russian-Chinese international symposium “Advanced Materials and Processes”, Baikalsk, Russia. 1999;

Публикации. Основное содержание диссертации отражено в 72 печатных работах, опубликованных в научных и научно-технических журналах, тематических сборниках и трудах конференций, в числе которых 4 коллективных монографии, 8 авторских свидетельств и 4 патента РФ на изобретения. В автореферате приведены основные публикации по теме диссертации.

Личный вклад автора в работу. Всеизложенные в диссертации результаты исследований получены при непосредственном участии автора. Автору принадлежат идеи в определении цели, анализе и интерпретации результатов, формулировке основных положений и выводов. Большинство экспериментальных исследований выполнено лично автором. Под его руководством и при непосредственном участии осуществлялась разработка и изготовление экспериментального оборудования, отработка методик и технологических процессов.

Структура и объём диссертации. Диссертация состоит из введения, четырех разделов, приложений, выводов, списка цитируемой литературы, включающей 262 наименования. Диссертация содержит 288 страниц, в том числе 104 рисунка, 12 таблиц.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность решаемой проблемы; сформулированы цель, задачи исследования и основные положения, выносимые на защиту; показана научная новизна и практическая значимость полученных результатов; даны сведения об объектах исследований, структуре и объеме диссертации, публикациях; определен личный вклад автора; указаны конференции и семинары, на которых были доложены основные результаты работы.

В разделе I проведен анализ литературных данных об особенностях микроструктуры и деформационного поведения ультрамелкозернистых материалов и сплавов, полученных методами интенсивной пластической деформации. Рассмотрены имеющиеся к настоящему времени представления о развитии микропластической деформации в поликристаллических металлах и сплавах при нагружении. Обсуждены вопросы методик определения деформационного поведения материалов в области микропластической деформации при квазистатическом и циклическом нагружении. Обоснован выбор титана технической чистоты в качестве материала для исследований. Для выяснения влияния ультрамелкозернистой структуры титана на закономерности деформационного поведения в области микропластической деформации титана при различных видах нагружения исследования проводили в сравнении с крупнозернистым титаном.

Ультрамелкозернистая структура в титане технической чистоты была сформирована методами равноканального углового прессования и разностороннего прессования при температурах 620÷720 К. Проведенная с использованием просвечивающей электронной микроскопии аттестация микроструктуры титана показала, что в зависимости от технологических режимов после интенсивной пластической деформации формируется структура с разным средним размером зерен (рис. 1).

В зернах с размером менее 100 нм практически отсутствуют дислокационная субструктура. В зернах с размером 100÷500 нм имеется сетчатая дислокационная субструктура со скалярной плотностью дислокаций до 4×10¹⁰ см^-2, что на порядок выше по сравнению с крупнозернистым материалом. В более крупных зернах (около 1 мкм) плотность дислокаций такая же, как и в рекристаллизованном состоянии, что позволяет предположить возможность динамической рекристаллизации в процессе интенсивной пластической деформации. Доля

большеугловых границ, определенная по горизонтальным разориентировкам, составляет >50%. Большинство границ зерен имеют размытый контраст, характеризующий их неравновесность. Особенностью микроструктуры титана является наличие ультрадисперсных метастабильных выделений фазы типа Ti₂C размером 10-20 нм.

Исследования закономерностей деформационного поведения в области микропластической деформации при квазистатическом нагружении титана ВТ1-0 в крупнозернистом и ультрамелкозернистом состояниях показали, что характер зависимостей напряжения течения от величины микропластической деформации качественно одинаков для обоих состояний (рис.2). На диаграммах нагружения наблюдаются две стадии: линейная, которая в соответствии с моделью микропластической деформации обусловлена пластической деформацией в отдельных, не контактирующих между собой зернах на поверхности материала, и параболическая, связанная с кооперативной пластической деформацией зерен. В то же время сопротивление микродеформации для ультрамелкозернистого титана значительно повысилось по сравнению с крупнозернистым состоянием.

Напряжение τ¢¢ (макроскопический предел упругости) перехода от первой ко второй стадии микропластической деформации для ультрамелкозернистого титана почти в 2 раза больше, чем для крупнозернистого.

Эффект повышения сопротивления микропластической деформации от формирования ультрамелкозернистой структуры для титана с заданным размером зерен не зависит от содержания примесей внедрения. (рис. 3).

Сформированная интенсивной пластической деформацией при повышенных температурах ультрамелкозернистая структура титана обладает достаточно высокой термостабильностью: при изотермических отжигах вплоть до температур, соответствующих температурам, при которых проводили интенсивную пластическую деформацию, микроструктура и сопротивление микропластической деформации при нагружении практически не изменяются. Отжиги при более высоких температурах приводят к развитию рекристаллизационных процессов, увеличению среднего размера зерен и снижению напряжения течения.

Установлено что дополнительное уменьшение среднего размера зерен (до 100÷200 нм) можно получить путем прокатки ультрамелкозернистого титана на высокие степени деформации при комнатной температуре без промежуточных отжигов (рис. 4). При этом возрастает степень несовершенства структуры границ зерен.

Прокатка ультрамелкозернистого титана привела к снижению макроскопического предела упругости (рис. 5, кривая 4). Однако на второй стадии микропластической деформации заметно вырос коэффициент деформационного упрочнения по сравнению с непрокатанным материалом. Кривая микродеформации для прокатанного крупнозернистого титана (рис. 5, кривая 3) оказалась подобна кривой для прокатанного ультрамелкозернистого титана.

Последующие дорекристаллизационные отжиги прокатанных образцов в интервале температур 573÷673 К приводят к тому, что как для крупнозернистого, так и для ультрамелкозернистого титана возрастает макроскопический предел упругости и напряжения течения (рис. 5, кривая 5).

Анализ зависимостей от среднего размера зерен предела текучести σ_0,2 при растяжении и напряжения течения в области микропластической деформации σ_0,02 при квазистатическом изгибе титана ВТ1-0 после дорекристаллизационных отжигов показал, что они подчиняются уравнению Холла-Петча (рис. 6). Отклонения наблюдаются только для прокатанного ультрамелкозернистого титана, не подвергнутого дорекристаллизационному отжигу. Причем значения предела текучести для этого состояния значительно выше по сравнению с отожженным материалом, а напряжения течения в области микропластической деформации существенно ниже.

При циклическом нагружении образцов титана ВТ1-0 в крупнозернистом и ультрамелкозернистом состояниях зависимости величины микропластической деформации от числа циклов также оказались подобными (рис.7). Остаточная деформация с ростом числа циклов накапливается по логарифмическому закону, который нарушается только перед разрушением. Сопротивление микропластической деформации при циклическом нагружении гораздо выше для ультрамелкозернистого титана. Разрушение ультрамелкозернистого и крупнозернистого титана происходило только при максимальных напряжениях цикла выше макроскопического предела упругости.

Величина ограниченного предела выносливости на базе 10⁶ циклов оказалась максимальной для прокатанного ультрамелкозернистого титана (таблица 1). Зависимость ограниченного предела выносливости от размера зерен подчиняется соотношению Холла-Петча, если для прокатанного ультрамелкозернистого титана взять значения предела выносливости после дорекристаллизационного отжига. Для неотожженного прокатанного ультрамелкозернистого титана значения предела выносливости выше.

Подобными оказались и зависимости накопления микропластической деформации при ползучести при комнатной температуре для крупнозернистого и ультрамелкозернистого титана, однако так же, как и при квазистатическом и циклическом нагружении, сопротивление микроползучести выше для ультрамелкозернистого состояния (рис. 8). Из приведенных зависимостей накопления микропластической деформации при ползучести и при квазистатическом нагружении следует, что как только напряжение превышает макроскопический предел упругости, так резко ускоряются процессы ползучести.

Таблица 1.Ограниченный предел выносливости титана ВТ1-0 после термомеханических обработок

Состояние	Обработка	Размер зерна d, мкм	Ограниченный предел выносливости σ0, МПа
Крупнозернистый	исходный
исходный
прокат 88%	-
прокат 88% + отжиг 623 К, 1 час	-
Ультрамелкозернистый	исходный	0,35
прокат 88%	0,18
прокат 88% + отжиг 623 К, 1 час	0,18

В заключении раздела на основании полного подобия закономерностей развития микропластической деформации у крупнозернистого и ультрамелкозернистого титана при различных видах нагружения, анализа влияния термомеханических обработок и условий выполнения соотношения Холла-Петча сделан вывод о применимости развитой ранее модели микропластической деформации для титана с объёмной ультрамелкозернистой структурой.

Микропластическая деформация осуществляется за счёт генерации и движения свежих дислокаций. Повышение сопротивления микропластической деформации при формировании ультрамелкозернистой структуры обусловлено снижением эффективности концентраторов напряжений, обуславливающих переход к кооперативной пластической деформации зерен. При напряжении, превышающем величину макроскопического предела упругости, деформационные процессы резко интенсифицируются, и в этом смысле макроскопический предел упругости является критической характеристикой. Зная величину макроскопического предела упругости при квазистатическом нагружении, можно прогнозировать уровень безопасных рабочих напряжений для работы материала в условиях циклического нагружения и ползучести.

Раздел II посвящен изучениюзакономерностей деформационного поведения в области микропластической деформации титана с объемной ультрамелкозернистой структурой при повышенных температурах.Для выяснения влияния температуры на развитие деформационных процессов, связанных со структурой границ зерен, было проведено исследование температурной зависимости амплитуднонезависимого внутреннего трения.

Исследования температурной зависимости внутреннего трения показали, что формирование в титане ультрамелкозернистой структуры методами интенсивной пластической деформации при температурах 720–670 К приводит к смещению начала и интенсивного развития зернограничного внутреннего трения в область более низких температур (рис.9а). Увеличение несовершенства структуры границ зерен в крупнозернистом и ультрамелкозернистом титане путем прокатки при 295 К привело к тому, что температурные зависимости внутреннего трения для обеих структур оказались качественно одинаковыми (рис.9б). После изотермических отжигов деформированных прокаткой крупнозернистого и ультрамелкозернистого титана восходящая ветвь зернограничного пика внутреннего трения смещается постепенно в область более высоких температур и после прохождения рекристаллизации совпадает с таковой для исходного рекристаллизованного титана.

Для релаксационного процесса с одним временем релаксации пик внутреннего трения на его восходящей ветви описывается уравнением

,

где – фон внутреннего трения; – значение внутреннего трения при температуре максимума Т_m; U – энергия активации; R – универсальная газовая постоянная.

Анализ температурной зависимости внутреннего трения у крупнозернистого и ультрамелкозернистого титана на восходящей ветви зернограничного пика показал, что зависимость от 1/ T линейная, то есть внутреннее трение обусловлено одним релаксационным процессом. По восходящей ветви зернограничного пика были определены величины энергии активации зернограничного внутреннего трения (таблица 2). При обеих структурах (крупнозернистой и ультрамелкозернистой) энергия активации зернограничного внутреннего трения больше энергии активации зернограничной самодиффузии (массопереноса), соответствующей данному структурному состоянию, но меньше энергии активации объемной самодиффузии.

Таблица 2. Энергии активации внутреннего трения и самодиффузии крупнозернистого и ультрамелкозернистого титана (кДж/моль)

	Крупнозернис-тый	Ультрамелко-зернистый	Крупнозернистый, прокатанный на 88%	Ультрамелкозер-нистый, прокатанный на 88%
Зернограничная самодиффузия (массоперенос)			-	-
Зернограничное внутреннее трение (зернограничное микропроскальзывание)	144±4	85±4	45±3	38±4
Объемная самодиффузия	151÷159	151÷159	-	-

На основании анализа имеющихся в литературе представлений предположено, что зернограничное внутреннее трение обусловлено развитием зернограничного микропроскальзывания, которое является термоактивируемым процессом и обеспечивается тем же самым микромеханизмом, что и зернограничная диффузия. Внешнее напряжение вызывает направленное перемещение свободного объема в границах зерен из областей сжатия в области растяжения, обеспечивая взаимное смещение соседних зерен. При этом должна происходить перестройка структуры границы, приводящая к понижению энергии границы. Такая перестройка структуры границы может происходить путем диффузионного притока вещества из объема зерна (из приграничной области) или оттока из границы в объем зерна. Формирование ультрамелкозернистой структуры в титане приводит к снижению энергии активации зернограничной самодиффузии, и зернограничное микропроскальзывание реализуется при более низких температурах по сравнению с крупнозернистым материалом. Холодная пластическая деформация ультрамелкозернистого и крупнозернистого титана приводит к увеличению степени неравновесности границ зерен, то есть к повышению их энергии, вследствие чего уменьшается энергия активации зернограничной самодиффузии. Наряду с этим во всех зернах образуются неравновесные вакансии, что, как известно, приводит к уменьшению энергии активации объемной диффузии. Таким образом, после глубокой пластической деформации ультрамелкозернистого и крупнозернистого титана при Т/Т_пл ≈0,15 (Т_пл – температура плавления) энергия активации истинного зернограничного проскальзывания уменьшается вследствие уменьшения энергии активации зернограничной и объемной диффузии.

Изменение микроструктуры титана в результате глубокой пластической деформации прокаткой приводит и к более сильной температурной зависимости напряжений течения в области микропластической деформации при квазистатическом нагружении. Для титана с ультрамелкозернистой структурой, полученной в результате интенсивной пластической деформации, при повышении температуры испытания до 573 К наблюдается слабое уменьшение сопротивления микропластической деформации, при температурах выше 573 К наблюдается резкое усиление температурной зависимости сопротивления микродеформации (рис. 10, кривая 1).

После прокатки крупнозернистого и ультрамелкозернистого титана резкое усиление температурной зависимости сопротивления микропластической деформации наблюдается во всем исследованном интервале температур 295-673 К, причем для прокатанного ультрамелкозернистого титана зависимость более сильная (рис. 10, кривые 2 и 3).

Слабая температурная зависимость сопротивления микропластической деформации ультрамелкозернистого титана в интервале температур от 295 К до 573 К обусловлена сравнительно высокой термической стабильностью зеренно-субзеренной структуры. Холодная прокатка ультрамелкозернистого и крупнозернистого титана приводит к образованию незаблокированных дислокаций и неравновесных вакансий, что активирует процессы структурной перестройки при внешнем термосиловом воздействии и обеспечивает более интенсивное уменьшение сопротивления микропластической деформации с ростом температуры испытания.

В разделе III приведены результаты сопоставительного исследования деформационного поведения в области микропластической деформации двухфазного α+β титанового сплава Ti-Al-V (ВТ6) в крупнозернистом и ультрамелкозернистом состояниях. В результате интенсивной пластической деформации двухфазная структура сплава ВТ6 сохраняется, причем сохраняется также и количественное соотношение фаз. При оптимальных технологических режимах интенсивной пластической деформации средний размер зерен составляет около 0,5 мкм. Показано, что основные закономерности микропластической деформации при различных видах нагружения ультрамелкозернистого сплава ВТ6 подобны таковым для нелегированного титана. При формировании ультрамелкозернистой структуры методами интенсивной пластической деформации в сплаве ВТ6 повышается сопротивление микропластической деформации (рис. 11).

Напряжение течения на второй стадии микропластической деформации и величина ограниченного предела выносливости возрастает с уменьшением размера зерен в соответствии с уравнением Холла-Петча (рис. 12). При уменьшении среднего размера зерен от 600 до 0,5 мкм предел выносливости увеличивается в 1,5 раза.

При циклическом нагружении и при ползучести при напряжениях выше макроскопического предела упругости (напряжение перехода от первой ко второй стадии микропластической деформации) происходит резкое увеличение скорости накопления микропластической деформации при циклическом нагружении и установившейся ползучести. Таким образом, и для сплава ВТ6 макроскопический предел упругости является критическим напряжением при крупнозернистой и ультрамелкозернистой структурах.

Измельчение зеренно-субзеренной структуры при интенсивной пластической деформации при высоких температурах приводит к понижению примерно на 100 К температуры начала интенсивного роста зернограничного внутреннего трения. Эти данные дают основание предположить, что наблюдаемое в ряде работ снижение температуры реализации сверхпластической деформации при формировании ультрамелкозернистой структуры в сплаве ВТ6 обусловлено развитием зернограничного микропроскальзывания при более низких температурах, чем при крупнозернистой структуре.

При температурах ниже температуры интенсивной пластической деформации ультрамелкозернистая структура сплава ВТ6 является термически стабильной. Деградация микроструктуры наблюдается лишь при изотермических отжигах выше температур заключительного этапа интенсивной пластической деформации.

Таким образом, и для двухфазного α+β сплава ВТ6 с ультрамелкозернистой структурой основные закономерности деформационного поведения в области микродеформации подобны таковым для крупнозернистого сплава ВТ6. Формирование ультрамелкозернистой структуры в сплаве ВТ6 приводит к повышению сопротивления микродеформации при квазистатическом и циклическом изгибе и микроползучести.

В разделе IV приведены результатыисследований влияния модификации поверхности методами деформации поверхности, ионной имплантации, ионного азотирования, электроискрового легирования на деформационное поведение в области микродеформации и механические свойства ультрамелкозернистого титана ВТ1-0.

Установлено, что в результате поверхностного деформирования как крупнозернистого, так и ультрамелкозернистого титана методом ультразвуковой финишной обработки в поверхностных слоях формируется структура, аналогичная таковой, получающейся в результате интенсивной пластической деформации и последующей холодной прокатки (рис.13). Формирование ультрамелкозернистой структуры только в поверхностных слоях привело к повышению прочностных и усталостных свойств крупнозернистого титана. Сочетание интенсивной пластической деформации, прокатки на высокие степени деформации и поверхностного деформирования с последующей термообработкой позволило достичь максимальных значений микротвердости, повысить сопротивление микродеформации при квазистатическом и циклическом нагружениях. При этом прочностные и усталостные характеристики оказались на том же уровне, что и для прокатанного и отожженого ультрамелкозернистого титана.

При модификации поверхности методом высокодозной ионной имплантации как крупнозернистого, так и ультрамелкозернистого титана в поверхностном слое толщиной не более 200 нм формируются мелкодисперсные выделения фаз внедрения размером 10-20 нм. При ионной имплантации ультрамелкозернистого титана сохраняется ультрамелкозернистая структура в объеме материала. Повышается сопротивление микропластической деформации крупнозернистого и деформированного прокаткой ультрамелкозернистого титана при квазистатическом (рис. 14) и циклическом нагружении. Влияние ионной имплантации на деформационное поведение ультрамелкозернистого титана в области микропластической деформации аналогично влиянию дорекристаллизационных отжигов.

Ионное азотирование титана и его сплавов используют для повышения износостойкости. При формировании в титане ультрамелкозернистой структуры в нем диффузионные процессы начинают интенсивно развиваться при более низких температурах по сравнению с крупнозернистым материалом. Поэтому были основания предполагать, что ионное азотирование титана может быть реализовано при температурах, не превышающих температуры начала рекристаллизации ультрамелкозернистого титана. Эксперименты показали, что азотирование титана даже в ультрамелкозернистом состоянии начинается только при температурах 820 - 870 К, то есть значительно выше температуры рекристаллизации ультрамелкозернистого титана. При этих условиях формировался ультрамелкозернистый азотированный слой толщиной около 20 мкм с повышенной микротвердостью (до 14 ГПа), причем на поверхности наблюдалось образование тонкой пленки (~1 мкм) из нитрида титана.

Отличительной особенностью диаграмм нагружения при квазистатическом изгибе в области микродеформации титана ВТ1-0 после ионного азотирования (рис. 15) является значительный разброс от образца к образцу и скачкообразный характер накопления микродеформации при повышении напряжения, что связано с образованием микротрещин в покрытии.

Аналогичный характер развития микродеформации наблюдали и при цементации поверхности ультрамелкозернистого титана методом электроискрового легирования с использованием графитового электрода (рис. 16). Этот метод позволяет осуществить насыщение поверхности титана углеродом без деградации ультрамелкозернистой структуры. При этом в поверхностном слое происходит быстрая закалка расплавленного материала, что способствует формированию ультрамелкозернистой структуры в электроискровых покрытиях.

Использованные в работе способы модификации поверхности приводят к диспергированию структуры поверхностных слоев титана за счет измельчения зеренной структуры и/или формирования ультрадисперсных частиц, что обеспечивает повышение микротвердости и сопротивления микропластической деформации. При всех использованных методах поверхностной обработки, за исключением метода ионного азотирования, удается сохранить объемную ультрамелкозернистую структуру титана, полученную интенсивной пластической деформацией. Исследования закономерностей микропластической деформации материалов с малопластичными поверхностными слоями позволяют уже на ранней стадии нагружения выявить начало появления в покрытии трещин и определить безопасные уровни напряжений и условий эксплуатации таких материалов.

В Приложениях приведены примеры использования полученных в работе результатов для разработки способов улучшения эксплуатационных свойств изделий и инструмента из конструкционных сталей 65Х13 и 9ХФМ и композиционного материала с металлической матрицей, армированной непрерывными углеродными волокнами. Путем формирования ультрамелкозернистых градиентных электроискровых покрытий получено повышение стойкости стального дереворежущего и медицинского инструмента в 3-5 раз. Разработаны композиционные электроды на основе интерметаллида Ni₃Al, армированного неметаллическими частицами, что позволило использовать метод электроискрового легирования для восстановления геометрических размеров изношенных деталей с величиной износа до 0,3 мм. С использованием метода ионного азотирования удалось повысить стойкость ножей для резки химических волокон и хирургических скальпелей в 2-6 раз по сравнению с зарубежными аналогами. Предварительное нанесение на углеродные волокна ультрамелкозернистого пироуглеродного покрытия позволило изменить механизм разрушения и повысить прочность композиционных материалов металл - углеродные волокна. Представлены копии актов производственных испытаний оборудования и инструментов, разработанных в настоящей работе.

Основные выводы

1. Выполнен комплекс экспериментальных исследований микроструктуры и деформационного поведения в области микродеформации при квазистатическом и циклическом нагружении и при ползучести титана и сплава ВТ6 с крупнозернистой структурой и с объемной ультрамелкозернистой структурой, сформированной методами интенсивной пластической деформации. Показано, что закономерности накопления микропластической деформации при различных видах нагружении титана технической чистоты и сплава ВТ6 качественно подобны для материалов с крупнозернистой и объемной ультрамелкозернистой структурой. При обеих зеренных структурах при квазистатическом нагружении микропластическая деформация развивается в две стадии; на первой стадии связь между напряжением и степенью микропластической деформации линейная, на второй – параболическая. При циклическом нагружении и микроползучести при комнатной температуре накопление микропластической деформации происходит по логарифмическому закону.

2. Установлено, что при переходе от крупнозернистой структуры к ультрамелкозернистой повышается сопротивление микропластической деформации при квазистатическом и циклическом нагружении и при ползучести. При внешних напряжениях, соответствующих макроскопическому пределу упругости и выше, зависимость напряжения течения и ограниченного предела выносливости от величины зерна подчиняется уравнению Холла-Петча в том случае, когда при всех размерах зерен имеющиеся в ненагруженном материале дислокации заблокированы и не принимают участия в развитии пластической деформации. При наличии в ненагруженном материале подвижных дислокаций, введенных глубокой пластической деформацией при температурах, когда диффузионные процессы заторможены, соотношение Холла-Петча нарушается.

3. На основании полного подобия закономерностей развития микропластической деформации у крупнозернистого и ультрамелкозернистого титана и сплава ВТ6 при различных видах нагружения, анализа влияния термомеханических обработок и условий выполнения соотношения Холла-Петча сделан вывод о применимости развитой ранее для крупнозернистых поликристаллов модели микропластической деформации для титана и сплава ВТ6 с объёмной ультрамелкозернистой структурой. Предположено, что одним из факторов повышения величины макроскопического предела упругости и напряжения течения при формировании ультрамелкозернистой структуры является снижение эффективности формирующихся в процессе микропластической деформации концентраторов напряжений при уменьшении размера зерен.

4. Экспериментально показано, что макроскопический предел упругости является критической характеристикой для развития микропластической деформации и может служить нижней границей для определения предела выносливости титана и сплава ВТ6 в крупнозернистом и ультрамелкозернистом состояниях при циклическом нагружении и напряжения резкого ускорения скорости ползучести на установившейся стадии при статическом нагружении.

5. Установлено, что в титане технической чистоты с разной концентрацией примесей при переходе от крупнозернистой структуры к ультрамелкозернистой эффект упрочнения в области микропластической деформации практически не зависит от содержания примесей.

6. Разработан способ термомеханической обработки титана технической чистоты, обеспечивающий достижение максимально высоких значений усталостной прочности, заключающийся в последовательном использовании интенсивной пластической деформации при повышенных температурах (600÷700 К) для формирования ультрамелкозернистой структуры и прокатки при комнатной температуре на глубокие степени деформации (80÷90%) без промежуточных отжигов, что обеспечивает измельчение зерен и образование в материале подвижных дислокаций, эффективно способствующих релаксации концентраторов напряжений, возникающих в процессе циклического нагружения;

7. На основании исследований зернограничного внутреннего трения установлен эффект понижения температуры начала и интенсивного развития зернограничного микропроскальзывания в титане и сплаве ВТ6 при переходе от крупнозернистой структуры с совершенными границами зерен к ультрамелкозернистой структуре с несовершенными границами зерен, обусловленный уменьшением энергии активации зернограничной самодиффузии (массопереноса). Установлено, что при ультрамелкозернистой структуре, как и при крупнозернистой структуре, энергия активации зернограничного микропроскальзывания превышает энергию активации зернограничной самодиффузии, но меньше энергии активации объемной самодиффузии.

8. Показано, что при использовании пластической деформации поверхности как крупнозернистого, так и ультрамелкозернистого титана в поверхностном слое формируется ультрамелкозернистая структура с размером зерен 100-200 нм. Сочетание интенсивной пластической деформации, прокатки на высокие степени деформации и поверхностного деформирования позволило повысить сопротивление микропластической деформации при квазистатическом и циклическом нагружении, достичь максимальных значений микротвердости.

9. Установлено, что при модификации поверхностных слоев методом высокодозной ионной имплантации титана в крупнозернистом и ультрамелкозернистом состоянии не зависимо от типа имплантируемых ионов в поверхностном слое толщиной не более 200 нм формируются мелкодисперсные выделения, которые представляют собой фазы внедрения. В результате ионной имплантации увеличивается сопротивление микропластической деформации крупнозернистого титана. Влияние ионной имплантации на деформационное поведение в области микродеформации деформированного прокаткой ультрамелкозернистого титана аналогично влиянию дорекристаллизационных отжигов: повышается сопротивление микропластической деформации при квазистатическом и циклическом нагружении.

10. Показано, что в титане с модифицированной методами электроискрового легирования и ионного азотирования поверхностью уже при напряжениях, не превышающих предел текучести, в поверхностном слое могут формироваться микротрещины, действующие как концентраторы напряжений и приводящие к скачкообразному развитию микропластической деформации.

11. Разработаны установки электроискрового легирования с возможностью более широкой вариации технологических параметров по сравнению с ранее выпускавшимися. На основании полученных результатов исследований и созданного в процессе выполнения работы оборудования разработаны способы повышения стойкости режущего инструмента из сталей 65Х13 и 9ХФМ, восстановления геометрических размеров изношенных деталей, прочности композиционных мате­риалов металл-углеродные волокна.

Цитируемая литература

1. Валиев Р.З., Александров И.В. Наноструктурные материалы, полученные интенсивной пластической деформацией. – М.: Логос, 2000. - 272 с.

2. Salishchev G.A., Galeyev R.M., Zherebtsov S.V., Mironov S.Yu., Valiakhmetov O.R., Malysheva S.P. Formation of submicrocrystalline structure in large-size billets and sheets out of titanium alloys. O.N. Senkov et al. (eds.) Metallic materials with high structural efficiency: Kluwer academic publishers. – 2004. - Р. 401-412.

3. Дударев Е.Ф. Микропластическая деформация и предел текучести поликристаллов. - Томск: Изд-во Томского ун-та, 1988. - 256 с.

4. Носкова Н.И., Мулюков Р.Р. Субмикрокристаллические и нанокристаллические металлы и сплавы. - Екатеринбург: УрО РАН, 2003. - 279 с.

5. А.А. Ильин. Механизм и кинетика фазовых и структурных превращений в титановых сплавах. - М.: «Наука», 1994. - 304 с.

6. Колачев Б.А., Бецофен С.Я., Бунин Л.А., Володин В.А. Физико-механические свойства легких конструкционных сплавов.- М.: Металлургия, 1995. – 288 с.

7. Цвиккер У. Титан и его сплавы. - М.: Металлургия, 1979. - 512 с.

Дата добавления: 2017-01-14